MATERIAÅY ELEKTRONICZNE ELECTRONIC MATERIALS ... - ITME
MATERIAÅY ELEKTRONICZNE ELECTRONIC MATERIALS ... - ITME
MATERIAÅY ELEKTRONICZNE ELECTRONIC MATERIALS ... - ITME
You also want an ePaper? Increase the reach of your titles
YUMPU automatically turns print PDFs into web optimized ePapers that Google loves.
A. Mirowska, W. Orłowski, M. Piersa<br />
INSTYTUT TECHNOLOGII MATERIAŁÓW ELEKTRONICZNYCH<br />
MATERIAŁY<br />
<strong>ELEKTRONICZNE</strong><br />
<strong>ELECTRONIC</strong> <strong>MATERIALS</strong><br />
KWARTALNIK<br />
T. 39 - 2011 nr 4<br />
Wydanie publikacji dofinansowane przez<br />
Ministerstwo Nauki i Szkolnictwa Wyższego<br />
WARSZAWA <strong>ITME</strong> 2011<br />
1
A. Mirowska, W. Orłowski, M. Piersa<br />
KOLEGIUM REDAKCYJNE:<br />
prof. dr hab. inż. Andrzej JELEŃSKI (redaktor naczelny),<br />
dr hab. inż. Paweł KAMIŃSKI (z-ca redaktora naczelnego)<br />
prof. dr hab. inż. Zdzisław JANKIEWICZ<br />
dr hab. inż. Jan KOWALCZYK<br />
dr Zdzisław LIBRANT<br />
dr Zygmunt ŁUCZYŃSKI<br />
prof. dr hab. inż. Tadeusz ŁUKASIEWICZ<br />
prof. dr hab. inż. Wiesław MARCINIAK<br />
prof. dr inż. Anna PAJĄCZKOWSKA<br />
prof. dr hab. inż. Władysław K. WŁOSIŃSKI<br />
mgr Anna WAGA (sekretarz redakcji)<br />
Adres Redakcji: INSTYTUT TECHNOLOGII MATERIAŁÓW ELEKTRONICZNYCH<br />
ul. Wólczyńska 133, 01-919 Warszawa, e-mail: ointe@itme.edu.pl; http://www.itme.edu.pl<br />
tel. (22) 835 44 16 lub 835 30 41 w. 454 - redaktor naczelny<br />
(22) 835 30 41 w. 426 - z-ca redaktora naczelnego<br />
(22) 835 30 41 w. 129 - sekretarz redakcji<br />
PL ISSN 0209 - 0058<br />
Kwartalnik notowany na liście czasopism naukowych Ministerstwa Nauki i Szkolnictwa Wyższego (6 pkt.)<br />
SPIS TREŚCI<br />
JEDNORODNOŚĆ WŁASNOŚCI ELEKTRYCZNYCH MONOKRYSZTAŁÓW ANTYMONKU GALU<br />
DOMIESZKOWANYCH TELLUREM<br />
Aleksandra Mirowska, Wacław Orłowski, Mirosław Piersa ........................................................................................ 3<br />
BADANIE ODKSZTAŁCEŃ SIECI KRYSTALICZNEJ W IMPLANTOWANEJ WARSTWIE<br />
EPITAKSJALNEJ GaN OSADZONEJ METODĄ MOCVD NA PODŁOŻU SZAFIROWYM<br />
O ORIENTACJI [100]<br />
Marek Wójcik, Jarosław Gaca, Edyta Wierzbicka, Andrzej Turos, Włodzimierz Strupiński<br />
Piotr Caban, N. Sathish, K. Pągowska ....................................................................................................................... 22<br />
PROCEDURY WYZNACZANIA PARAMETRÓW ANIZOTROPOWEGO CZYNNIKA g DLA CENTRÓW<br />
PARAMAGNETYCZNYCH O SPINIE S = 1/2 ZLOKALIZOWANYCH W SIECI KRYSTALICZNEJ<br />
Mariusz Pawłowski ..................................................................................................................................................... 31<br />
STRESZCZENIA ARTYKUŁÓW PRACOWNIKÓW <strong>ITME</strong> ................................................................................... 38<br />
nakład: 200 egz.<br />
2
A. Mirowska, W. Orłowski, M. Piersa<br />
JEDNORODNOŚĆ WŁASNOŚCI ELEKTRYCZNYCH<br />
MONOKRYSZTAŁÓW ANTYMONKU GALU<br />
DOMIESZKOWANYCH TELLUREM<br />
Aleksandra Mirowska, Wacław Orłowski, Mirosław Piersa<br />
Instytut Technologii Materiałów Elektronicznych, ul. Wólczyńska 133, 01-919 Warszawa<br />
e-mail: aleksandra.mirowska@itme.edu.pl<br />
Monokryształy antymonku galu (GaSb) domieszkowane<br />
tellurem prezentowane w tej pracy otrzymane zostały zmodyfikowaną<br />
metodą Czochralskiego zintegrowaną z syntezą<br />
in-situ. Uzyskano płytki monokrystaliczne GaSb:Te o przewodnictwie<br />
zarówno typu n jak i typu p. Płytki GaSb:Te<br />
typu n charakteryzowały się standardową koncentracją nośników<br />
ładunku (od 2 x 10 17 do 2 x 10 18 cm -3 ) oraz poniżej<br />
2 x 10 17 cm -3 . Dla płytek monokrystalicznych GaSb:Te typu<br />
p koncentracja dziur wynosiła od 2 x 10 16 do 4 x 10 16 cm -3 .<br />
Zbadano zarówno osiowe, jak i radialne rozkłady własności<br />
elektrycznych otrzymanych kryształów GaSb:Te. W oparciu<br />
o pomiary hallowskie w funkcji temperatury porównano własności<br />
niedomieszkowanych monokryształów otrzymanych<br />
z antymonu pochodzącego z różnych źródeł oraz kryształów<br />
domieszkowanych tellurem o typie przewodnictwa p oraz<br />
typie n.<br />
Słowa kluczowe: GaSb, metoda Czochralskiego, segregacja,<br />
własności elektryczne<br />
HOMOGENEITY OF ELECTRICAL<br />
PARAMETERS OF TELLURIUM-DOPED<br />
GALLIUM ANTIMONIDE SINGLE<br />
CRYSTALS<br />
Gallium antimonide (GaSb) single crystals undoped and<br />
doped with tellurium with n-type or p-type conductivity<br />
were grown by a modified Czochralski method integrated<br />
with in-situ synthesis. Tellurium doped n-type GaSb single<br />
crystals were obtained with standard carrier concentration<br />
from 2 x 10 17 to 2 x 10 18 cm -3 as well as below 2 x 10 17 cm -3<br />
for low Te-doped single crystals. Hole concentration in the<br />
cas of tellurium doped p-type GaSb wafers varied between<br />
4 x 10 16 and 2 x 10 16 cm -3 .<br />
Axial and radial distribution of electrical parameters were<br />
investigated for the obtained Te-doped GaSb single crystals.<br />
A great contribution of compensation and self-compensation<br />
mechanisms was confirmed especially for low Te-doped GaSb<br />
single crystals. Temperature dependent Hall measurements<br />
were used to compare undoped GaSb crystals obtained from<br />
Sb of different purity tellurium doped GaSb with n-type or<br />
p-type conductivity.<br />
Key words: GaSb, method Czochralski, segregation, electrical<br />
parameters, homogeneity<br />
1. WSTĘP<br />
W ostatnich latach rośnie zainteresowanie monokryształami<br />
antymonku galu (GaSb), głównie jako<br />
materiałem podłożowym, pod wieloskładnikowe<br />
(potrójne i poczwórne) warstwy epitaksjalne. GaSb<br />
charakteryzuje się prostą przerwą energetyczną<br />
(0,72 eV w temperaturze pokojowej), a przerwa<br />
energetyczna tych warstw może się zmieniać w<br />
szerokim zakresie od 0,3 eV w przypadku InGaAsSb<br />
do 1,58 eV dla AlGaSb [1 - 2]. GaSb jest szczególnie<br />
interesujący ze względu na dobre dopasowanie<br />
stałej sieci (a 0<br />
= 0,6095 nm) do różnych związków<br />
bazujących na antymonie (InAsSb, GaInAsSb,<br />
AlGaAsSb) (a/a w zakresie od 0,08% do 0,14%<br />
[3 - 4]). Inną zaletą tego materiału z technologicznego<br />
punktu widzenia jest niska temperatura topnienia<br />
równa 712C, przy stosunkowo niskiej prężności par<br />
antymonu wynoszącej 10 -6 bar. Wymienione wyżej<br />
własności antymonku galu stwarzają szerokie pole<br />
dla rozwoju przyrządów półprzewodnikowych pracujących<br />
w zakresie bliskiej (NIR) i średniej (MIR)<br />
podczerwieni. Niektóre z nich to lasery półprzewodnikowe<br />
(InGaAsSb/AlGaAsSb [5 - 7]), fotodetektory<br />
(InGaAsSb [8]), przyrządy termofotowoltaiczne<br />
(InGaAsSb/GaSb [9 - 12]) i mikrofalowe. Przyrządy<br />
bazujące na podłożach z GaSb (pracujące w zakresie<br />
podczerwieni 2 5 m i 8 14 m) mogą mieć<br />
zastosowania zarówno militarne, jak i cywilne (np.<br />
jako sensory obrazu w podczerwieni lub czujniki<br />
skażeń chemicznych) [7, 13].<br />
Jest to kolejny artykuł z cyklu poświęcony GaSb:<br />
pierwszy dotyczył otrzymywania monokryształów<br />
GaSb metodą Czochralskiego [14], a następny domieszkowania<br />
GaSb w celu uzyskania materiału typu<br />
n i typu p [15]. W prezentowanej pracy omówione<br />
zostaną główne problemy towarzyszące wbudowywaniu<br />
się domieszki w sieć krystaliczną oraz defektom<br />
związanym z domieszkowaniem tellurem<br />
(Rozdz. 2). W Rozdz. 3 - 4 przedstawione zostaną<br />
wyniki badań dotyczące własności elektrycznych<br />
materiału niedomieszkowanego i domieszkowanego<br />
3
Jednorodność własności elektrycznych monokryształów antymonku galu...<br />
tellurem oraz porównane rozkłady parametrów elektrycznych<br />
w otrzymanych monokryształach GaSb:Te.<br />
2. WZROST I DOMIESZKOWANIE<br />
GaSb<br />
Jakość warstw epitaksjalnych, a co za tym idzie<br />
uzysk otrzymanych z nich przyrządów, zależy<br />
bezpośrednio od doskonałości płytki podłożowej.<br />
Stwierdzono, że monokryształy GaSb otrzymywane<br />
metodą Czochralskiego (CZ) w redukującej atmosferze<br />
wodoru charakteryzują się lepszą czystością niż<br />
otrzymane metodą Czochralskiego z hermetyzacją<br />
cieczową (LEC) [16]. Ponadto otrzymane ze stechiometrycznych<br />
wsadów lub lekko wzbogaconych<br />
w antymon mają one niższą koncentrację rodzimych<br />
defektów punktowych. Z powodu dużej różnicy prężności<br />
par galu i antymonu w temperaturze topnienia<br />
(niemal 3 rzędy wielkości) konieczne jest uwzględnienie<br />
strat Sb w trakcie wyciągania tak, aby zachować<br />
odpowiednią proporcję Ga/Sb aż do zakończenia<br />
krystalizacji. Zazwyczaj stosuje się nadmiar składnika<br />
lotnego (Sb), nie mniej niż 0,1% (zależnie m.in. od<br />
czasu trwania procesu i przepływu wodoru). Niewątpliwą<br />
zaletą metody Czochralskiego jest możliwość<br />
wzrostu dużych kryształów w warunkach umożliwiających<br />
ich bieżącą obserwację. Jednakże rozkład<br />
domieszki w krysztale nie jest jednorodny, zwłaszcza<br />
przy współczynniku segregacji różnym od 1.<br />
Czynnikiem ograniczającym zastosowanie GaSb<br />
otrzymanego metodą Czochralskiego jest znaczący<br />
poziom akceptorów rzędu 1,5 x 10 17 cm -3 . Są to rodzime<br />
defekty punktowe takie jak luki (V Ga<br />
, V Sb<br />
) i defekty<br />
antystrukturalne (Ga Sb<br />
, Sb Ga<br />
) oraz podwójnie<br />
zjonizowany kompleks (V Ga<br />
Ga Sb<br />
) [17 - 21]. Niezależnie<br />
od stechiometrii koncentracja luk galowych V Ga<br />
jest zawsze dużo większa niż luk antymonowych V Sb<br />
,<br />
dla 712 K (temperatura topnienia GaSb) różnica ta<br />
wynosi ~ 3 rzędy wielkości. Koncentracje defektów<br />
antystrukturalnych różnią się jednak ~ 2 razy [18].<br />
W przypadku domieszkowanego GaSb typu n kluczową<br />
rolę odgrywają zjawiska kompensacji tych<br />
akceptorowych rodzimych defektów punktowych<br />
oraz autokompensacji, czyli tworzenia defektów<br />
akceptorowych z udziałem domieszki (Te) [26].<br />
2.1. Domieszkowanie GaSb w celu uzyskania<br />
materiału typu n<br />
W celu otrzymania monokryształów GaSb typu n<br />
najczęściej stosuje się domieszkowanie tellurem [1,<br />
22 -31]. Maksymalną dawkę telluru określono jako<br />
3 x 10 19 cm -3 [22], gdyż dla wyższych koncentracji<br />
4<br />
zaczynają tworzyć się związki pomiędzy tellurem<br />
i galem (Ga 2<br />
Te 3<br />
). Występowanie precypitacji zarówno<br />
Ga 2<br />
Te 3<br />
jak też elementarnego Te stwierdzono<br />
nawet dla nieco niższych koncentracji. Charakterystyczne<br />
jest zróżnicowane obsadzenie stanów<br />
donorowych w zależności od koncentracji Te oraz<br />
fakt, że część wprowadzanej domieszki pozostaje<br />
elektrycznie obojętna przy wysokim poziomie domieszkowania<br />
[32].<br />
(a)<br />
(b)<br />
Rys. 1. Rozkłady ruchliwości dziur w funkcji temperatury<br />
dla: a) niedomieszkowanego GaSb oraz b) GaSb:Te lekko<br />
skompensowanego tellurem wg [27].<br />
Fig. 1. Temperature dependence of holes mobility for:<br />
a) undoped GaSb and b) GaSb:Te slightly compensated<br />
with tellurium in accordance with [27].
A. Mirowska, W. Orłowski, M. Piersa<br />
Przy niskim poziomie domieszkowania tellurem<br />
można uzyskać materiał o bardzo niskiej koncentracji<br />
nośników (
Jednorodność własności elektrycznych monokryształów antymonku galu...<br />
mamy k ef<br />
1 (tzw. rozkład dyfuzyjny), natomiast w<br />
przypadku idealnego mieszania δ 0, więcmamy<br />
k ef<br />
k. Segregacja domieszki może zależeć od wielu<br />
czynników takich jak np. prędkość krystalizacji, kierunek<br />
wzrostu i kształt frontu krystalizacji [22, 30,<br />
34] oraz niestechiometryczność wsadu. Wzrost koncentracji<br />
antymonu w pozycjach międzywęzłowych<br />
Sb i<br />
obniża bowiem koncentrację luk antymonowych<br />
V Sb<br />
, a tym samym możliwości wbudowywania się<br />
telluru w podsieci antymonu [22].<br />
2.3. Defekty związane z domieszkowaniem<br />
tellurem<br />
Rys. 2. Teoretyczne rozkłady koncentracji telluru w GaSb<br />
opisywane równaniami Pfann’a (zielony) i Tiller’a (czerwony)<br />
oraz rzeczywisty (czarny) rozkład Te i odpowiadający<br />
mu rozkład koncentracji nośników (niebieski) z pomiarów<br />
hallowskich.<br />
Fig. 2. Theoretical distribution of Te along a GaSb crystal<br />
described by Pfann’s equation (green) and Tiller’s equation<br />
(red) as well as real Te distribution (black) and corresponding<br />
carrier concentration (blue) from Hall measurements.<br />
tracji Te (wg GDMS) odpowiada czarna linia leżąca<br />
pomiędzy zieloną (wg równania Pfann’a) i czerwoną<br />
(wg równania Tiller’a). Linią niebieską zaznaczono<br />
na wykresie rozkład koncentracji nośników ładunku<br />
(wg pomiarów hallowskich) odpowiadający danej<br />
koncentracji domieszki tellurowej. W przypadku monokryształów<br />
GaSb:Te (domieszkowanych tellurem)<br />
otrzymanych metodą Czochralskiego koncentracja<br />
nośników ładunku jest znacząco niższa od koncentracji<br />
Te, a obie wartości rosną wzdłuż osi kryształu<br />
zazwyczaj o cały rząd wielkości (Rys. 2).<br />
Efektywny współczynnik segregacji (k ef<br />
) występujący<br />
w powyższych równaniach (1 i 2) różni się<br />
od równowagowego współczynnika segregacji (k)<br />
definiowanego jako stosunek koncentracji domieszki<br />
w krysztale (C s<br />
) do koncentracji domieszki w cieczy<br />
(C l<br />
) na froncie krystalizacji, co opisuje równanie 3<br />
[28, 30, 31].<br />
k ef <br />
k 1<br />
kexp <br />
gdzie: Δ = R δ/D, R - prędkość krystalizacji, D -<br />
współczynnik dyfuzji w cieczy, δ - odpowiada za<br />
mieszanie cieczy.<br />
Kluczowym parametrem powyższego równania<br />
jest δ, który odpowiada za mieszanie cieczy w tyglu.<br />
W warunkach słabego mieszania δ ∞ i stąd<br />
6<br />
k<br />
(3)<br />
Do produkcji przyrządów o wysokiej wydajności<br />
kwantowej (np. fotokonwerterów) potrzebne<br />
są dobrej jakości materiały półprzewodnikowe<br />
o ściśle określonych parametrach. Dla przyrządów<br />
fotowoltaicznych zazwyczaj potrzebny jest GaSb<br />
domieszkowany tellurem o koncentracji elektronów<br />
28 x 10 17 cm -3 oraz jednorodnym rozkładzie parametrów<br />
[10].<br />
W domieszkowanym GaSb o wysokiej koncentracji<br />
Te (tzn. powyżej 10 18 cm -3 ) zaledwie niewielka<br />
część domieszki jest elektrycznie aktywna jako rezultat<br />
autokompensacji [2]. Tuż poniżej granicznej<br />
rozpuszczalności telluru w GaSb badany był wpływ<br />
domieszkowania na tworzenie się mikrodefektów<br />
[22]. Obserwowano znaczącą ilość różnego typu<br />
dyslokacji, przy braku wytrąceń związanych z tellurem<br />
nawet przy krystalizacji z wsadu o koncentracji<br />
Te równej 3 x 10 19 cm -3 [38]. Jednakże autorzy<br />
innej pracy [2] obserwowali wytrącenia Ga 2<br />
Te 3<br />
, jak<br />
również prawdopodobnie atomów Te w miejscach,<br />
gdzie lokalnie została przekroczona graniczna rozpuszczalność.<br />
Przy niskim poziomie domieszkowania GaSb<br />
(tzn. jeśli wsad zawiera ~ 1 x 10 18 cm -3 atomów<br />
Te) otrzymywane są kryształy, które mniej więcej<br />
w połowie swej długości zmieniają typ przewodnictwa.<br />
Związane jest to ze stopniowo narastającą<br />
kompensacją rodzimych akceptorowych defektów<br />
punktowych przez donorową domieszkę [26, 30, 33,<br />
39-40]. Rozkład koncentracji domieszki w przypadku<br />
niskiego poziomu domieszkowania bywa zazwyczaj<br />
bardzo niejednorodny zarówno w początkowej jak<br />
i końcowej części kryształu [28, 30]. W przypadku<br />
małej ilości domieszki tellurowej stwierdzono też<br />
zmianę typu przewodnictwa przy zmianie temperatury<br />
pomiarów hallowskich z 300 K na 77 K. Obserwowano<br />
to dla niektórych próbek pomiarowych<br />
pochodzących z bardzo silnie skompensowanych<br />
obszarów kryształu (położonych blisko miejsca<br />
przejścia z przewodnictwa typu p na typ n) [40].
A. Mirowska, W. Orłowski, M. Piersa<br />
2.4. Zależności temperaturowe parametrów<br />
hallowskich<br />
Pomiary hallowskie w funkcji temperatury przeprowadzane<br />
były dla niedomieszkowanych monokryształów<br />
GaSb w zakresie 7700 K [17]. Dzięki<br />
dopasowaniu otrzymanych zależności temperaturowych<br />
koncentracji i ruchliwości dziur do krzywych<br />
teoretycznych można było określić podstawowe parametry<br />
związane z przewodnictwem i mechanizmami<br />
rozpraszania ograniczającymi ruchliwość nośników<br />
(Rys. 1). Dla zakresu temperatur 20500 K otrzymano<br />
bardzo dobre dopasowanie dla modelu z dwoma<br />
poziomami akceptorowymi. Z analizy wysokotemperaturowej<br />
zależności dla ruchliwości dziur wynika,<br />
że wpływ niespolaryzowanych fononów optycznych<br />
jest zaniedbywalny dla GaSb typu p. Dla niskich<br />
temperatur natomiast dominujący wpływ na przewodnictwo<br />
elektryczne mają domieszki resztkowe<br />
[17, 21, 27]. Zakładając, że w niskich temperaturach<br />
występuje hoppingowy mechanizm transportu<br />
nośników, z nachylenia niskotemperaturowej części<br />
wykresu rezystywności otrzymano energię aktywacji<br />
= 0,7 meV [17].<br />
Zazwyczaj wśród mechanizmów odpowiedzialnych<br />
za ograniczenie ruchliwości w GaSb wymieniane<br />
jest rozpraszanie na fononach akustycznych<br />
i optycznych (niespolaryzowanych i spolaryzowanych)<br />
oraz rozpraszanie na zjonizowanych<br />
domieszkach (Rys. 1) [21, 27]. W niektórych<br />
przypadkach uwzględniane jest też rozpraszanie<br />
na lukach V Ga<br />
, których ilość rośnie znacząco<br />
zwłaszcza dla próbek wygrzewanych, a następnie<br />
napromieniowanych [21].<br />
Dla antymonku galu typu p ruchliwość dziur<br />
w funkcji temperatury ma różny przebieg w zależności<br />
od stechiometrii i czystości wsadu, z którego<br />
został otrzymany oraz stopnia kompensacji (np. tellurem)<br />
[27]. Najwyższą ruchliwość otrzymano przy<br />
wzroście z wsadu bogatego w antymon (maksymalna<br />
wartość ruchliwości występuje dla temperatury<br />
~45 K). Próbki skompensowane mają zawsze niższą<br />
ruchliwość niż niedomieszkowane, a położenie maksimum<br />
ruchliwości wraz ze wzrostem koncentracji Te<br />
przesuwa się w stronę wyższych temperatur (Rys. 1).<br />
Przy analizie wyników pomiarów hallowskich (dla<br />
GaSb o niskim poziomie domieszkowania Te) dla<br />
próbek skompensowanych typu p uwzględnić należy<br />
obok podwójnie zjonizowanego rodzimego defektu<br />
akceptorowego również kompleks akceptorowy<br />
związany z tellurem (V Ga<br />
Ga Sb<br />
Te Sb<br />
) oraz w przypadku<br />
bardzo niskiej koncentracji Te potrójny kompleks<br />
akceptorowy V Ga<br />
Ga Sb<br />
V Ga<br />
[27].<br />
3. EKSPERYMENT<br />
3.1. Zintegrowany proces syntezy<br />
i monokrystalizacji<br />
Procesy otrzymywania GaSb prowadzone były<br />
w przepływie wodoru [15], przy załadunku ~1,6 kg<br />
GaSb, co umożliwia otrzymanie kryształów o średnicy<br />
2 cali i długości do 140 mm. Połączenie w<br />
jednym procesie syntezy in-situ z monokrystalizacją<br />
metodą Czochralskiego ograniczyło do minimum<br />
ilość niezbędnych etapów technologicznych, a zastosowanie<br />
w procesach monokrystalizacji czystego<br />
wodoru i niewielkiej ilości topnika (78 g B 2<br />
O 3<br />
)<br />
zdecydowanie poprawiło czystość stopionego wsadu.<br />
Należy podkreślić, że taka niewielka ilość topnika<br />
służyła jedynie uzyskaniu niemal idealnie czystej powierzchni<br />
stopionego wsadu (wolnej od tlenkowego<br />
nalotu), natomiast sam proces krystalizacji odbywał<br />
się klasyczną metodą Czochralskiego. Monokryształy<br />
GaSb wyciągane były z prędkością ~10 mm/h przy<br />
prędkości obrotowej zarodzi 810 rpm i tygla 2 rpm<br />
(w kierunku przeciwnym do obrotów zarodzi).<br />
Prezentowana praca jest kontynuacją i rozwinięciem<br />
badań dotyczących opracowania metody otrzymywania<br />
monokryształów GaSb zmodyfikowaną<br />
metodą Czochralskiego [14 - 15, 35]. W przypadku<br />
niedomieszkowanych monokryształów GaSb najistotniejszym<br />
do osiągnięcia parametrem była możliwie<br />
najniższa koncentracja dziur (1) x 10 17 cm -3<br />
i ich wysoka ruchliwość 650700 cm 2 /Vs w 300 K,<br />
a dla monokryształów domieszkowanych należało<br />
określić możliwe do osiągnięcia zakresy parametrów<br />
fizycznych w zależności od koncentracji domieszki.<br />
Metodą spektroskopii masowej z wyładowaniem<br />
jarzeniowym (GDMS - Glow Discharge Mass Spectroscopy)<br />
zbadana została rzeczywista koncentracja<br />
domieszki w otrzymanych kryształach.<br />
3.2. Czystość monokryształów GaSb<br />
Prawidłowy dobór materiałów wsadowych i parametrów<br />
technologicznych procesu najlepiej kontrolować<br />
porównując parametry niedomieszkowanych<br />
monokryształów GaSb. Parametry monokryształów<br />
niedomieszkowanych są zależne głównie od czystości<br />
materiałów wsadowych: galu, antymonu, B 2<br />
O 3<br />
.<br />
Duży wpływ ma również czystość wodoru i innych<br />
używanych odczynników chemicznych oraz sposób<br />
przygotowania urządzenia i postępowania w całym<br />
procesie otrzymywania związku i dalszej jego obróbki.<br />
Parametry elektryczne badane były metodą Halla<br />
(w temperaturze pokojowej oraz w temperaturze<br />
7
Jednorodność własności elektrycznych monokryształów antymonku galu...<br />
ciekłego azotu) na płytkach wyciętych z początku i<br />
końca otrzymanych monokryształów. Pomiary były<br />
wykonywane na próbkach wyciętych z centralnej<br />
części płytki oraz z jej części brzegowej.<br />
Czystość otrzymanych monokryształów GaSb<br />
niedomieszkowanych i domieszkowanych tellurem,<br />
podobnie jak koncentracja celowo wprowadzanych<br />
domieszek, została oceniona metodą GDMS. Do<br />
badania tą metodą przygotowane były próbki wycięte<br />
z początków i końców monokryształów.<br />
Do porównania własności materiału niedomieszkowanego<br />
wybrane zostały monokryształy<br />
otrzymane przy użyciu antymonu o różnej czystości<br />
(zawartości domieszek resztkowych):<br />
• Cz-15 - Sb 5N (środek wlewka 2001 po doczyszczeniu<br />
topieniem strefowym),<br />
• Cz-25 - Sb końcówka wlewka 2001 doczyszczanego<br />
topieniem strefowym,<br />
• Cz-27 - Sb 6N w postaci granulatu,<br />
• Cz-28 - Sb 6N (środek wlewka 1/2009 po doczyszczeniu<br />
topieniem strefowym).<br />
Niedomieszkowane monokryształy GaSb otrzymane<br />
w bardzo podobnych warunkach technologicznych,<br />
ale z różnej jakości (czystości) antymonu<br />
przedstawiono na Rys. 3.<br />
a) Cz-14 b) Cz-25 c) Cz-28 <br />
Rys. 3. Przykładowe niedomieszkowane monokryształy<br />
GaSb o orientacji i .<br />
Fig. 3. Exemplary undoped and oriented<br />
GaSb single crystals.<br />
Monokryształ Cz-14 (orientacja ) otrzymano<br />
z doczyszczanego topieniem strefowym antymonu<br />
(czystość 5N), Cz-25 (orientacja ) otrzymano<br />
z Sb o gorszej czystości (końcowa część wlewka<br />
po czyszczeniu strefowym), natomiast do uzyskania<br />
monokryształu Cz-28 (orientacja ) użyto Sb ze<br />
świeżej partii materiału po doczyszczeniu strefowym<br />
(czystość 6N).<br />
W Tab. 2 przedstawione są parametry elektryczne<br />
(rezystywność, ruchliwość i koncentracja nośników)<br />
wybranych kryształów niedomieszkowanych, położenie<br />
płytki pomiarowej i temperatura pomiaru.<br />
Analizując wartości parametrów kryształów zamieszczone<br />
w Tab. 2 można potwierdzić istotną zależność<br />
ruchliwości nośników ładunku od czystości<br />
materiałów wsadowych. Ruchliwość dziur (mierzona<br />
dla 77 K) wynosi 2330-2867 cm 2 /Vs dla kryształu<br />
Cz-15, a wartości koncentracji dziur mierzone na<br />
środku i brzegu płytki wykazują bardzo małe różnice<br />
(zaledwie 5%). Do procesu Cz-25 użyty został antymon<br />
z końców wlewków po czyszczeniu strefowym<br />
(o gorszej czystości). Koncentracja nośników mierzona<br />
w 300 K pogorszyła się w porównaniu z kryształem<br />
Cz-15 choć wciąż mieści się poniżej wartości<br />
2 x 10 17 cm -3 . Wyraźniej widoczny jest wpływ gorszej<br />
czystości Sb w parametrach elektrycznych mierzonych<br />
w temperaturze 77 K. Zwłaszcza w końcowej<br />
części kryształu koncentracja dziur silnie wzrosła<br />
(trzykrotnie) i towarzyszy jej niemal dwukrotne obniżenie<br />
ruchliwości. Świadczy to wyraźnie o obecności<br />
zanieczyszczeń o współczynniku segregacji znacznie<br />
mniejszym od 1. Takie pogorszenie wartości parametrów<br />
elektrycznych może mieć znaczenie nie tylko<br />
w niedomieszkowanych monokryształach GaSb, ale<br />
ma z pewnością znaczenie również w przypadku monokryształów<br />
domieszkowanych tellurem zwłaszcza<br />
przy niskim poziomie domieszkowania.<br />
Należy podkreślić, że otrzymywane niedomieszkowane<br />
monokryształy antymonku galu (Cz-27<br />
i Cz-28) charakteryzują się bardzo dużą jednorodnością<br />
własności elektrycznych w każdym kierunku.<br />
Zmiany wartości koncentracji dziur są tego samego<br />
rzędu co błąd pomiaru (< 5%). W niedomieszkowanym<br />
GaSb występują rodzime defekty punktowe<br />
takie jak luki (V Ga<br />
, V Sb<br />
) defekty antystrukturalne<br />
(Ga Sb<br />
, Sb Ga<br />
) i kompleksy tych defektów (V Ga<br />
Ga Sb<br />
).<br />
Za przewodnictwo typu p odpowiedzialne są defekty<br />
akceptorowe o najwyższych koncentracjach (V Ga<br />
,<br />
Ga Sb<br />
oraz V Ga<br />
Ga Sb<br />
). Jednorodny rozkład własności<br />
elektrycznych świadczy więc o bardzo równomiernym<br />
rozmieszczeniu akceptorowych defektów<br />
punktowych w całej objętości niedomieszkowanych<br />
monokryształów GaSb.<br />
8
A. Mirowska, W. Orłowski, M. Piersa<br />
Tabela 2. Parametry elektryczne niedomieszkowanych monokryształów GaSb mierzone w temperaturze pokojowej<br />
i 77 K na próbkach wyciętych ze środka i brzegu płytek.<br />
Table 2. Electrical parameters of undoped GaSb crystals measured at room temperature and 77 K at the center and the<br />
periphery of wafers.<br />
Nr<br />
Cz-15<br />
Cz-25<br />
Cz-27<br />
Cz-28<br />
Płytka pom<br />
[mm]<br />
300K 11<br />
92<br />
77K 11<br />
92<br />
300K 14<br />
120<br />
77K 14<br />
120<br />
300K 11<br />
115<br />
77K 11<br />
115<br />
300K 14<br />
123<br />
77K 14<br />
123<br />
Typ<br />
przew.<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
p<br />
Koncentracja dziur [cm -3 ]<br />
(środek – brzeg płytki)<br />
Ruchliwość<br />
[cm 2 /Vs]<br />
(1,41 - 1,34) x10 17 634 - 640<br />
(1,46 - 1,40) x10 17 615 - 607<br />
2,72 - ....... x 10 16 2330<br />
....... - 1,68 x 10 16 2867<br />
(....... - 1,50) x10 17 ....... - 597<br />
(1,62 - 1,85) x10 17 625 - 586<br />
(....... - 2,08) x 10 16 ....... - 2556<br />
(2,25 - 6,17) x 10 16 2230 - 1653<br />
(1,31 - 1,32) x10 17 676 - 688<br />
(1,27 - 1,18) x10 17 701 - 694<br />
(1,95 - 1,97) x 10 16 2650 - 2647<br />
(1,73 - 1,76) x 10 16 2853 - 2848<br />
(1,24 - 1,25) x10 17 694 - 701<br />
(1,30 - 1,18) x10 17 696 - 703<br />
(1,85 - 1,91) x 10 16 2760 - 2688<br />
(1,76 - 1,64) x 10 16 2767 - 2905<br />
Rezystywność [cm]<br />
(środek– brzeg płytki)<br />
(6,97 - 7,29) x10 -2<br />
(6,94 - 7,34) x10 -2<br />
9,86 x 10 -2<br />
1,29 x 10 -1<br />
(...... - 6,97) x10 -2<br />
(6,16 - 5,75) x10 -2<br />
(...... - 1,17) x10 -1<br />
(12,5 - 6,16) x10 -2<br />
(7,03 - 6,89) x10 -2<br />
(7,04 - 7,64) x10 -2<br />
(1,21 - 1,20) x10 -1<br />
(1,27 - 1,25) x10 -1<br />
(7,26 - 7,10) x10 -2<br />
(6,93 - 7,55) x10 -2<br />
(1,22 - 1,22) x10 -1<br />
(1,29 - 1,31) x10 -1<br />
3.3. Monokryształy GaSb domieszkowane<br />
tellurem<br />
Przy otrzymywaniu monokryształów GaSb typu<br />
n domieszką donorową był tellur, który dodawano<br />
w postaci uprzednio zsyntezowanego Ga 2<br />
Te 3<br />
[15]. Związek ten używany był już wcześniej jako<br />
źródło domieszki tellurowej dla innych związków<br />
A 3 B 5 zawierających gal. Zawartość wagowa telluru<br />
w Ga 2<br />
Te 3<br />
wynosi 73,3%. Zostało to uwzględnione<br />
przy planowaniu poziomu domieszkowania, podobnie<br />
jak niezerowa prężność par takiej domieszki<br />
(straty znacznie większe niż przy metodzie LEC).<br />
Niedomieszkowane monokryształy GaSb są zawsze<br />
typu p niezależnie od metody otrzymywania,<br />
a koncentracja dziur w temperaturze pokojowej jest<br />
rzędu 1,5 x 10 17 cm -3 . Otrzymane monokryształy<br />
GaSb:Te o różnej koncentracji domieszki pokazane<br />
są na Rys. 4.<br />
Parametry elektryczne otrzymanych monokryształów<br />
domieszkowanych tellurem zawarte są w Tab. 3.<br />
W przypadku monokryształu Cz-16 zastosowano<br />
minimalną ilość telluru (40 mg/kg). Przy tak małej<br />
ilości telluru wyraźnie daje o sobie znać zjawisko<br />
kompensacji ładunku przez rodzime defekty punktowe<br />
[30, 39]. Przewodnictwo typu n zaobserwowano<br />
dopiero po skrystalizowaniu ~ 42% wsadu (Rys. 5).<br />
Kryształ Cz-16 został wybrany do dokładniejszego<br />
przebadania rozkładu parametrów elektrycznych.<br />
Rys. 4. Monokryształy GaSb domieszkowane<br />
tellurem o orientacji .<br />
Fig. 4. Tellurium doped oriented<br />
GaSb single crystals.<br />
9
Jednorodność własności elektrycznych monokryształów antymonku galu...<br />
Monokryształy, otrzymywane przy większej ilości<br />
telluru (od 50 mg/kg do 136 mg/kg), na całej długości<br />
mają już typ n przewodnictwa i koncentrację<br />
nośników mierzoną w temperaturze pokojowej od<br />
6 x 10 16 cm -3 do 2 x 10 18 cm -3 (Rys. 5). Monokryształ<br />
Cz-18 wyciągany był przy dodaniu bardzo dużej<br />
ilości domieszki (136 mg/kg stopionego wsadu),<br />
przy koncentracji Te wynoszącej 3,9 x 10 18 cm -3<br />
(blisko granicznej rozpuszczalności podawanej<br />
w literaturze [2, 22, 38]). Pomimo znacznie trudniejszych<br />
warunków wyciągania udało się uzyskać<br />
wzrost monokrystaliczny. Monokryształy Cz-17,<br />
Cz-18, Cz-29 i Cz-30, które różnią się znacznie<br />
(nawet 4-krotnie) koncentracją nośników mierzoną<br />
w temperaturze pokojowej na początku kryształu, na<br />
swoich końcach mają koncentrację niemal identyczną<br />
i wynosi ona ~1,5 x 10 18 cm -3 (Tab. 3). Wydaje się,<br />
że niezmiernie trudno byłoby uzyskać wyższą koncentrację<br />
elektronów (>2 x 10 18 cm -3 ) w przypadku<br />
GaSb domieszkowanego tellurem.<br />
Tabela 3. Parametry elektryczne monokryształów GaSb domieszkowanych tellurem mierzone w 300 K i 77 K w<br />
centrum płytki i w części brzegowej.<br />
Table 3. Electrical parameters of Te-doped GaSb single crystals measured at room temperature 300 and 77 K at the<br />
center and the periphery of wafers.<br />
Nr<br />
Cz-16<br />
<br />
Cz-17<br />
<br />
Cz-18<br />
<br />
Cz-29<br />
<br />
Cz-30<br />
<br />
Cz-31<br />
<br />
Ilość Te<br />
[mg/kg]<br />
Te<br />
30<br />
Te<br />
62<br />
Te<br />
136<br />
Te<br />
95<br />
Te<br />
51<br />
Te<br />
75<br />
Płytka<br />
[mm]<br />
300K 15<br />
43<br />
52<br />
96<br />
77K 15<br />
52<br />
96<br />
300K 7<br />
110<br />
77K 7<br />
110<br />
300K 7<br />
100<br />
77K 7<br />
100<br />
300K 13<br />
143<br />
77K 13<br />
143<br />
300K 18<br />
123<br />
77K 18<br />
123<br />
300K 14<br />
132<br />
77K 14<br />
132<br />
Typ<br />
prz.<br />
p<br />
p/n<br />
n<br />
n<br />
p<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
n<br />
Koncentracja [cm -3 ] Ruchliwość<br />
(środek-brzeg płytki) [cm 2 /Vs]<br />
(1,10 - 2,08) x10 16 377 - 385<br />
(3,48 - 2,30) x10 16 514 - 200<br />
(1,05 - 6,60) x10 16 2291 - 989<br />
(3,18 - 6,23) x10 17 2800 - 2730<br />
(3,14 - . . . ) x10 14 1639 - . . .<br />
(1,47 - 2,83) x10 16 1089 - 510<br />
(3,38 - . . . ) x10 17 3101 - . . .<br />
(1,19 - 0,79) x10 17 3236 - 3036<br />
(1,36 - 1,45) x10 18 2337 - 2305<br />
(2,04 - 1,32) x10 17 9040 - 2363<br />
(1,43 - 1,67) x10 18 4643 - 4933<br />
(2,99 - 4,64) x10 17 3337 - 3101<br />
(1,29 - 1,68)x10 18 2537 - 2551<br />
(5,13 - 7,59) x10 17 5713 - 6176<br />
(1,43 - 1,73) x10 18 6688 - 7059<br />
(2,66 - 1,88) x10 17 2591 - 2444<br />
(1,64 - 1,94)x10 18 2190 - 2094<br />
(4,68 - 3,04) x10 17 3879 - 4006<br />
(1,75 - 2,12) x10 18 6021 - 5724<br />
(5,95 - 7,88) x10 16 3275 - 3593<br />
(0,89 - 1,02)x10 18 2328 - 2515<br />
(0,88 - 1,43) x10 17 3737 - 3909<br />
(1,22 - 1,34) x10 18 5647 - 6146<br />
(1,65 - 1,39) x10 17 3461 - 3288<br />
(0,99 - 1,27)x10 18 2623 - 2549<br />
(2,98 - 2,38) x10 17 4592 - 4407<br />
(1,28 - 1,45) x10 18 6290 - 6550<br />
Rezystywność [cm]<br />
(środek-brzeg płytki)<br />
(1,49 - 0,78) x10 0<br />
(0,36 - 5,90) x10 0<br />
(2,60 - 9,36) x10 0<br />
(7,02 - 3,67) x10 -3<br />
(1,21 - . . .) x10 1<br />
(3,89 - 2,54) x10 1<br />
(5,95 - . . .) x10 -3<br />
(1,60 - 2,61) x10 -2<br />
(1,96 - 1,86) x10 -3<br />
(3,38 - 20,0) x10 -3<br />
(9,39 - 7,56) x10 -4<br />
(6,24 - 4,34) x10 -3<br />
(1,91 - 1,45) x10 -3<br />
(2,13 - 1,33) x10 -3<br />
(6,53 - 5,10) x10 -4<br />
(0,91 - 1,36) x10 -2<br />
(1,74 - 1,53) x10 -3<br />
(3,44 - 5,13) x10 -3<br />
(5,93 - 5,15) x10 -4<br />
(3,21 - 2,20) x10 -2<br />
(3,02 - 2,44) x10 -3<br />
(1,09 - 1,12) x10 -3<br />
(9,07 - 7,59) x10 -4<br />
(1,09 - 1,36) x10 -2<br />
(2,41 - 1,93) x10 -3<br />
(4,56 - 5,96) x10 -3<br />
(7,75 - 6,57) x10 -4<br />
10
A. Mirowska, W. Orłowski, M. Piersa<br />
Rys. 5. Rozkłady koncentracji elektronów wzdłuż osi<br />
kryształów GaSb:Te. Zaznaczono wartości koncentracji<br />
nośników (pomiary hallowskie) i trójkątami koncentrację<br />
Te (GDMS).<br />
Fig. 5. Electrons concentration distribution along the<br />
GaSb:Te crystals axis. Marked values of carrier concentration<br />
(Hall measurements) and Te concentration by GDMS<br />
(full triangles).<br />
Należy zauważyć, że dla niewielkiej zawartości<br />
telluru zmiana koncentracji nośników w porównaniu<br />
do kryształów niedomieszkowanych odpowiada<br />
niemal dokładnie koncentracji domieszki w krysztale<br />
określonej metodą GDMS. Inaczej jest dla kryształów<br />
o największej zastosowanej ilości telluru zmiana<br />
ta stanowi mniej niż połowę zmierzonej metodą<br />
GDMS koncentracji telluru. Im więcej telluru jest<br />
w krysztale tym mniejsza jest zmiana koncentracji<br />
nośników, co potwierdza doniesienia literaturowe<br />
o zachowaniu się telluru w GaSb przy silnym domieszkowaniu.<br />
Zdefiniowano więc dla GaSb domieszkowanego<br />
tellurem zmianę koncentracji nośników ładunku<br />
spowodowaną domieszkowaniem jako:<br />
N = (N D<br />
-N A<br />
) + N nd<br />
(4)<br />
gdzie: (N D<br />
- N A<br />
) - koncentracja nośników ładunku<br />
wyznaczona z pomiarów hallowskich, N nd<br />
- koncentracja<br />
dziur w materiale niedomieszkowanym.<br />
Aktywną częścią koncentracji domieszki nazwano<br />
wtedy stosunek zmiany koncentracji nośników ładunku<br />
spowodowaną domieszkowaniem (N) do oszacowanej<br />
metodą GDMS koncentracji telluru (N Te<br />
).<br />
Na Rys. 6 zaznaczono aktywną część koncentracji<br />
domieszki tellurowej dla próbek z początkowej części<br />
kryształów (kolorem żółtym), jak też dla próbek<br />
z ich części końcowych (kolorem czerwonym) w<br />
Rys. 6. Zależność aktywnej części koncentracji domieszki<br />
tellurowej w monokryształach GaSb:Te od koncentracji Te<br />
mierzonej metodą GDMS.<br />
Fig. 6. Electrically active part of a dopant concentration<br />
(from Hall measurements at 300 K) versus tellurium concentration<br />
estimated by GDMS.<br />
funkcji koncentracji domieszki mierzonej metodą<br />
GDMS [15, 35]. Widoczny jest bardzo silny spadek<br />
aktywności Te, z blisko 100% aż do 42%. Tellur choć<br />
wbudowuje się w kryształ może pozostawać elektrycznie<br />
obojętny tzn. nie daje wkładu do mierzonej<br />
koncentracji większościowych nośników ładunku.<br />
Przyczyną takiego spadku aktywności może być<br />
tworzenie się akceptorowych kompleksów telluru<br />
z rodzimymi akceptorowymi defektami punktowymi<br />
(V Ga<br />
Ga Sb<br />
Te Sb<br />
) lub wchodzenie telluru w położenia<br />
międzywęzłowe. Możliwe jest również tworzenie się<br />
wytrąceń w postaci Ga 2<br />
Te 3<br />
, choć w prezentowanej<br />
pracy nie udało się ich zaobserwować.<br />
4. ROZKŁADY PARAMETRÓW<br />
ELEKTRYCZNYCH<br />
4.1. Rozkłady osiowe parametrów hallowskich<br />
Do szczegółowego zbadania rozkładu własności<br />
fizycznych wybrany został monokryształ Cz-16 domieszkowany<br />
niewielką ilością telluru (koncentracja<br />
atomów Te w stopionym wsadzie ~ 8,6 x 10 17 cm -3 ).<br />
Rozkłady osiowe parametrów hallowskich (koncentracji<br />
większościowych nośników ładunku, ich<br />
ruchliwości oraz rezystywności materiału) pokazane<br />
są na Rys. 7 dla 300 K i na Rys. 8 dla 77 K. Na obu<br />
wykresach zaznaczono wartości mierzone na prób-<br />
11
Jednorodność własności elektrycznych monokryształów antymonku galu...<br />
kach wyciętych w różnej odległości od osi kryształu.<br />
Próbki z centrum płytki (0 mm) oznaczono kółkiem<br />
w kolorze niebieskim, wycięte w połowie promienia<br />
(10 mm od osi kryształu) oznaczono rombem<br />
w kolorze żółtym, a z obrzeża płytek (20 mm od osi<br />
kryształu) oznaczono trójkątem w kolorze czerwonym.<br />
Ponadto dla rozróżnienia wypełnione kolorem<br />
symbole oznaczają próbki o przewodnictwie typu p.<br />
Rys. 8. Rozkłady osiowe parametrów hallowskich mierzone<br />
w 77 K w monokrysztale GaSb:Te o małej zawartości<br />
domieszki tellurowej.<br />
Fig. 8. Axial distribution of Hall parameters measured<br />
at 77 K for a GaSb:Te single crystal doped with a small<br />
amount of tellurium.<br />
Rys. 7. Rozkłady osiowe parametrów hallowskich mierzone<br />
w 300 K w monokrysztale GaSb:Te o małej zawartości<br />
domieszki tellurowej.<br />
Fig. 7. Axial distribution of Hall parameters measured<br />
at 300 K for a GaSb:Te single crystal doped with a small<br />
amount of tellurium.<br />
Początkowa część monokryształu Cz-16 posiada<br />
jeszcze typ p przewodnictwa, choć koncentracja<br />
dziur obniżona jest o cały rząd wielkości w porów-<br />
12<br />
naniu z materiałem niedomieszkowanym (Tab. 2)<br />
i wynosi 2 x 10 16 cm -3 (Tab. 3). Mierzona w centrum<br />
płytki koncentracja dziur utrzymuje się na podobnym<br />
poziomie na kolejnych płytkach, a nawet nieco wzrasta<br />
(do 3,8 x 10 16 cm -3 ). Dzieje się tak aż do ~ 35%<br />
skrystalizowanego wsadu. Za takie zmiany koncentracji<br />
nośników odpowiedzialna jest nasilająca się<br />
kompensacja akceptorowych defektów punktowych<br />
przez donorową domieszkę i autokompensacja. Przy<br />
tak niewielkiej ilości telluru mogą tworzyć się dodatkowe<br />
kompleksy akceptorowe takie jak V Ga<br />
Ga Sb<br />
V Ga
A. Mirowska, W. Orłowski, M. Piersa<br />
oraz kompleks akceptorowy z udziałem donorowej<br />
domieszki V Ga<br />
Ga Sb<br />
Te Sb<br />
[27].<br />
W dalszej części kryształu obserwuje się gwałtowny<br />
spadek koncentracji dziur, a na obrzeżach<br />
płytki występują miejsca o zmienionym typie przewodnictwa<br />
(typ n). Świadczy to o coraz intensywniejszym<br />
wbudowywaniu się telluru w podsieci antymonu<br />
i większej aktywności elektrycznej defektów<br />
donorowych (Te Sb<br />
) na obrzeżach kryształu niż w jego<br />
części centralnej. Płytka wycięta z monokryształu<br />
przy ~ 41% skrystalizowanego wsadu charakteryzuje<br />
się największą niejednorodnością (Rys. 7). Próbki<br />
pomiarowe wycięte z tej płytki charakteryzują się<br />
bardzo wysoką jak na GaSb rezystywnością (powyżej<br />
1 x 10 1 cm), a otrzymane w wyniku pomiarów<br />
hallowskich wartości koncentracji większościowych<br />
nośników ładunku oraz ich ruchliwości obarczone są<br />
bardzo dużym błędem (nawet kilkaset %). Na niektórych<br />
próbkach z tej płytki otrzymano przewodnictwo<br />
typu n (przy maksymalnej koncentracji elektronów<br />
3 x 10 16 cm -3 ), natomiast na innych typu p (przy<br />
maksymalnej koncentracji dziur 2,5 x 10 16 cm -3 ).<br />
Rozmieszczenie na płytce próbek o przewodnictwie<br />
tego samego typu jest bardzo nieregularnie,<br />
a wszystkie otrzymane wartości obarczone są ogromnymi<br />
błędami pomiarowymi (rzędu kilkuset %). Tak<br />
duża niejednorodność parametrów elektrycznych<br />
jest charakterystyczna dla monokryształów GaSb<br />
domieszkowanych niewielką ilością telluru. Opisano<br />
w takim przypadku występowanie obszarów<br />
o różnym typie przewodnictwa naprzemiennie przez<br />
niemal cały kryształ i można było jedynie stwierdzić,<br />
że wraz ze wzrostem kryształu rośnie sumaryczna<br />
wielkość obszarów o przewodnictwie typu n [30].<br />
W krysztale Cz-16 w obszarze o najsilniejszej<br />
kompensacji mierzona jest bardzo wysoka, jak na<br />
GaSb, rezystywność (aż do wartości 3,6 x 10 1 cm<br />
w 300 K) przy jednoczesnym gwałtownym spadku<br />
ruchliwości nośników (nawet poniżej 10 cm 2 /Vs).<br />
Wartości parametrów hallowskich otrzymane dla próbek<br />
pochodzących z obszarów o silnej kompensacji<br />
obarczone są coraz większym błędem, tak więc analiza<br />
pomiarów hallowskich z uwzględnieniem tylko<br />
jednego dominującego nośnika ładunku wydaje się<br />
niewystarczająca. Konieczne jest w takim przypadku<br />
uwzględnienie większej ilości różnych nośników<br />
ładunku (w tym defektów zarówno akceptorowych<br />
jak i donorowych).<br />
Pierwsza płytka, która w całości była typu n<br />
wycięta została z kryształu przy ~ 45% skrystalizowanego<br />
wsadu (Rys. 7 i Rys. 8). Charakteryzuje<br />
się ona jeszcze stosunkowo dużą niejednorodnością<br />
parametrów elektrycznych - koncentracją<br />
elektronów mierzoną w temperaturze pokojowej<br />
(1,1 6,6) x 10 16 cm -3 . Dalsza część monokryształu<br />
jest już typu n, a koncentracja elektronów stopniowo<br />
rośnie i na końcu wynosi 3,2 x 10 17 cm -3 . Wzrost<br />
koncentracji elektronów jest charakterystyczny dla<br />
domieszki donorowej, którą jest tellur o współczynniku<br />
segregacji znacznie mniejszym od jedności.<br />
Po osiągnięciu w centrum kryształu koncentracji<br />
elektronów powyżej 3 x 10 16 cm -3 mamy już typowy<br />
monokryształ o przewodnictwie typu n o przewidywalnym<br />
jednorodnym rozkładzie parametrów<br />
elektrycznych mierzonych zarówno w temperaturze<br />
pokojowej (Rys. 7), jak i w ciekłym azocie (Rys. 8).<br />
4.2. Rozkłady promieniowe parametrów<br />
hallowskich<br />
Jednorodność rozkładu parametrów elektrycznych<br />
można określić badając ich rozkłady promieniowe.<br />
Standardowo badane są próbki wycięte z centralnej<br />
części płytek testowych pochodzących z początku<br />
i z końca monokryształów. Na potrzeby tej pracy<br />
przygotowane zostały płytki testowe wycięte z monokryształu<br />
o niskiej koncentracji domieszki tellurowej<br />
(w tym przypadku spodziewana jest największa<br />
niejednorodność własności fizycznych). Typowe<br />
rozmieszczenie próbek na płytce pokazane jest na<br />
Rys. 9. Do porównania rozkładów promieniowych<br />
wykorzystano próbki o numerach od 1 do 9 ułożone<br />
wzdłuż jednego z dwóch prostopadłych do siebie<br />
kierunków .<br />
Rys. 9. Rozmieszczenie na płytce próbek wykorzystanych<br />
do badania promieniowych rozkładów własności<br />
elektrycznych.<br />
Fig. 9. Typical arrangement of samples cut for Hall measurements.<br />
Rozkłady koncentracji nośników ładunku zmierzonej<br />
na płytkach wyciętych z początkowej części<br />
monokryształu przedstawione są na Rys. 10. Pierw-<br />
13
Jednorodność własności elektrycznych monokryształów antymonku galu...<br />
sze z badanych płytek z kryształu oznaczone jako<br />
I-E i I-D położone były w bezpośrednim sąsiedztwie.<br />
Zmierzone wartości koncentracji nośników (dziur) w<br />
środkowym obszarze płytek oraz na ich obrzeżach<br />
były więc niemal identyczne (punkty w kolorze<br />
żółtym i zielonym). W środku płytki koncentracja<br />
dziur wynosi 1 x 10 16 cm -3 , a na brzegu płytek<br />
~ 2 x 10 16 cm -3 . Pamiętając o tym, że koncentracja<br />
dziur w niedomieszkowanym GaSb wynosi w naszym<br />
przypadku 1,4 x 10 17 cm -3 (Tab. 2) widać, że w<br />
sieć wbudowało się już ~ 1,2 x 10 17 cm -3 atomów Te<br />
(dla niskiej koncentracji Te niemal 100% jest elektrycznie<br />
aktywna (Rys. 6). Rozkład koncentracji jest<br />
dość jednorodny, a koncentracja dziur w centrum jest<br />
najniższa. Z dalszej części monokryształu wycięto<br />
płytki testowe (razem 74 szt.).<br />
Pierwsze 25 płytek jest jeszcze typu p. Trzeba<br />
zauważyć, że w kolejnych płytkach koncentracja<br />
dziur mierzona na środku zdecydowanie rośnie<br />
(Rys. 10). Płytka z numerem 13 (oznaczona kolorem<br />
pomarańczowym) ma identyczne parametry<br />
na brzegu jak pierwsze dwie płytki, ale w centrum<br />
koncentracja dziur jest 3 razy większa (osiąga prawie<br />
3 x 10 16 cm -3 ). Ostatnia płytka z tego „pakietu”<br />
o typie p wykazuje dalszy wzrost koncentracji dziur<br />
w centrum (~ 3,4 x 10 16 cm -3 ). Koncentracja Te<br />
w krysztale rośnie wraz z jego długością (Rys. 2),<br />
stąd wzrost koncentracji dziur można wytłumaczyć<br />
jedynie tworzeniem się centrum akceptorowego<br />
z udziałem atomów domieszki tellurowej [27].<br />
Taki akceptorowy defekt (kompleks V Ga<br />
Ga Sb<br />
Te Sb<br />
)<br />
jest spodziewany w centralnej części płytek typu<br />
p, ponieważ nie obserwujemy wyżej opisanego<br />
zjawiska w ich części brzegowej (Rys. 10). Potwierdzenie<br />
tego można będzie uzyskać po analizie widm<br />
fotoluminescencji, w których różnym defektom<br />
związanym z tellurem odpowiadają piki 722 meV<br />
oraz 740 meV [27].<br />
Płytka nr 31 (wyniki oznaczone kolorem czerwonym<br />
na Rys. 10) wykazuje największą niejednorodność<br />
własności. Typ przewodnictwa zmienia się od<br />
punktu do punktu, zmierzone w temperaturze pokojowej<br />
wartości parametrów hallowskich obarczone są<br />
ogromnymi błędami (kilkaset %), a w temperaturze<br />
ciekłego azotu pomiary hallowskie są niewykonalne.<br />
Średnia ze zmierzonych w temperaturze pokojowej<br />
wartości koncentracji jest bardzo mała (wynosi zaledwie<br />
~ 2 x 10 15 cm -3 ). Jest to płytka bardzo silnie<br />
skompensowana, o wysokiej jak na GaSb rezystywności<br />
(miejscami nawet 3,6 x 10 1 cm w 300 K).<br />
Przypadki takie, jak występowanie na jednej płytce<br />
obszarów o różnym typie przewodnictwa, opisywane<br />
były w literaturze [30], podobnie jak znaczna różnica<br />
koncentracji telluru w centrum i na obrzeżach płytki.<br />
Wszystkie kolejno mierzone płytki począwszy od<br />
numeru 34 są typu n (Rys. 11). Płytkę nr 34 cechuje<br />
dodatkowo dość duża niejednorodność, koncentracja<br />
elektronów w temperaturze pokojowej mierzona na<br />
brzegu (4 6 x 10 16 cm -3 ) jest większa niż w centrum<br />
(1 x 10 16 cm -3 ). Wartość minimalna (2,4 x 10 15 cm -3 )<br />
Rys. 10. Rozkłady promieniowe koncentracji większościowych<br />
nośników ładunku w 300 K dla początkowej<br />
części monokryształu GaSb:Te o małej zawartości telluru.<br />
Fig. 10. Radial distribution of carriers concentration measured<br />
at 300 K for the initial part of a GaSb:Te single<br />
crystal doped with a small amount of tellurium.<br />
14<br />
Rys. 11. Rozkłady promieniowe koncentracji elektronów<br />
mierzonej w 300 K na płytkach z końcowej części monokryształu<br />
GaSb:Te typu n i małej zawartości telluru.<br />
Fig. 11. Radial distribution of electrons concentration measured<br />
at 300 K for the final part of GaSb:Te single crystal<br />
(n-type) doped with small amount of tellurium.
A. Mirowska, W. Orłowski, M. Piersa<br />
zmierzona jest w połowie promienia. Dalsze płytki<br />
mają rozkłady bardzo jednorodne o typowym<br />
kształcie litery W. Mierzone wartości w centrum<br />
i na brzegu są początkowo bardzo podobne, ale po<br />
przekroczeniu koncentracji elektronów 5 x 10 16 cm -3<br />
(w centrum płytki nr 52) silniej rośnie koncentracja<br />
na obrzeżach kryształu. Rozkłady promieniowe mają<br />
też coraz bardziej regularny, symetryczny charakter<br />
(Rys. 11). W końcowej części monokryształów<br />
GaSb:Te zawsze wyższą koncentrację obserwowano<br />
w części brzegowej niż centralnej. Wzrost koncentracji<br />
na obrzeżach może być związany z silniejszym<br />
wbudowywaniem się tam atomów telluru (Te Sb<br />
). Pod<br />
koniec procesu krystalizacji zmieniają się bowiem<br />
warunki termiczne (wzrost gradientów temperatury,<br />
intensywniejsze odprowadzanie ciepła przez kryształ)<br />
oraz w samej końcówce procesu bardzo silnie<br />
rośnie konwekcja cieczy w tyglu.<br />
4.3. Temperaturowe zależności parametrów<br />
hallowskich<br />
Dla wybranych płytek GaSb domieszkowanego<br />
tellurem wykonano pomiary hallowskie w funkcji<br />
temperatury. Wszystkie próbki podzielone zostały<br />
w zależności od typu przewodnictwa (zależnego od<br />
ilości domieszki donorowej).<br />
4.3.1. GaSb niedomieszkowany typu p<br />
Niedomieszkowane monokryształy GaSb typu p<br />
otrzymano z użyciem bardzo czystego antymonu<br />
(6N): w postaci granulatu (dla Cz-27) oraz wlewka<br />
(nr 1/2009) po doczyszczaniu strefowym (dla Cz -28).<br />
W obu przypadkach parametry elektryczne są niemal<br />
identyczne, zauważyć można ich poprawę zarówno<br />
w temperaturze pokojowej, jak i w ciekłym azocie.<br />
Obniżenie koncentracji rodzimych defektów punktowych<br />
widoczne jest zarówno na próbkach z początkowej<br />
jak też z części końcowej kryształów. Poprawa<br />
czystości, a co za tym idzie jakości monokryształów,<br />
widoczna jest jeszcze wyraźniej jeśli porówna się<br />
ruchliwość dziur mierzoną zarówno w temperaturze<br />
pokojowej, jak i w ciekłym azocie (Tab. 2).<br />
Dla porównania tych kryształów wykonane<br />
zostały pomiary parametrów hallowskich w funkcji<br />
temperatury (w zakresie 5 300 K), a wyniki<br />
zamieszczono na Rys. 12-14. Na Rys. 12 przedstawione<br />
są zależności temperaturowe dla koncentracji<br />
dziur zmierzonej dla tych samych monokryształów<br />
(Cz-28, Cz-27 i Cz-25). Wartości koncentracji różnią<br />
się nieznacznie niemal dla całego zakresu pomiarowego.<br />
Najlepsze parametry osiągnięto dla monokryształu<br />
Cz-28 (najniższa koncentracja nośników),<br />
najgorsze dla monokryształu Cz-25. Dla temperatur<br />
poniżej 30 K wartości pomiarów wykazują coraz<br />
wyraźniejsze różnice i dla ~15 K koncentracja dziur<br />
monokryształu Cz-28 spada zdecydowanie poniżej<br />
10 12 cm -3 , podczas gdy dla monokryształu Cz-25<br />
(o gorszej czystości) pozostaje na poziomie 10 13 cm -3 .<br />
Rys. 12. Temperaturowe zależności koncentracji dziur dla<br />
niedomieszkowanych monokryształów GaSb otrzymanych<br />
z użyciem Sb o różnej czystości (Cz-28, Cz-27, Cz-25).<br />
Fig. 12. Temperature variations of holes concentration for<br />
undoped GaSb single crystals grown from Sb of different<br />
purity (Cz-28, Cz-27, Cz-25).<br />
Zależność temperaturową ruchliwości dziur dla<br />
niedomieszkowanych monokryształów GaSb przedstawiają<br />
wykresy zamieszczone na Rys. 13. Dla porównania<br />
na Rys. 1 (w rozdziale 2.1). przedstawiono<br />
teoretyczne zestawienie [27] czynników limitujących<br />
ruchliwość nośników dla różnych temperatur. W temperaturze<br />
pokojowej (Rys. 13) ruchliwości dziur<br />
w monokryształach Cz-27 (z antymonu w postaci<br />
granulatu) i Cz-28 (z antymonu po doczyszczeniu<br />
strefowym) wykazują wartości najwyższe odpowiednio<br />
676 i 694 cm 2 /Vs. Zgodnie z oczekiwaniem<br />
dla kryształu Cz-25 ruchliwość dziur w całym<br />
badanym zakresie jest najniższa - w temperaturze<br />
pokojowej wynosi 624 cm 2 /Vs. Jest to wartość ciągle<br />
jeszcze mieszcząca się w światowych standardach<br />
(600 700 cm 2 /Vs), jednak widoczne jest wyraźne<br />
pogorszenie jakości monokryształu.<br />
Dla niższych temperatur różnice między wartościami<br />
parametrów pogłębiają się. Widoczne są one<br />
najwyraźniej dla temperatur poniżej 50 K, gdzie<br />
występują maksima wartości ruchliwości. Położenie<br />
maksimum podobnie jak jego wartość, świadczą<br />
o czystości materiału - monokryształ Cz-28 charakteryzuje<br />
się najlepszymi parametrami. Wykazuje<br />
15
Jednorodność własności elektrycznych monokryształów antymonku galu...<br />
on bardzo wysoką ruchliwość dziur (5370 cm 2 /Vs),<br />
jednocześnie maksimum to występuje przy bardzo<br />
niskiej temperaturze 30 K. Nieco gorsze wyniki<br />
otrzymano dla monokryształu Cz-27. Wartość maksimum<br />
jest niższa (4914 cm 2 /Vs) i odpowiada wyższej<br />
temperaturze 33 K. Dla monokryształu Cz-25<br />
już w temperaturze ciekłego azotu widać spadek<br />
ruchliwości o ~ 20%. Maksymalna zmierzona wartość<br />
wynosi zaledwie 3605 cm 2 /Vs dla temperatury<br />
36 K (wyższej niż dla pozostałych dwóch monokryształów).<br />
W taki sposób potwierdzony zostaje<br />
dominujący mechanizm ograniczający ruchliwość<br />
dziur w niskich temperaturach, czyli rozpraszanie na<br />
zjonizowanych domieszkach resztkowych.<br />
wraz ze spadkiem temperatury, aż do wartości<br />
powyżej 6 x 10 8 cm (dla ~5 K). Dla monokryształów<br />
Cz-27 oraz Cz-25 wzrost rezystywności staje<br />
się powolniejszy, a najwyższe zmierzone wartości<br />
(dla ~5 K) wynoszą odpowiednio 2 x 10 5 cm oraz<br />
7 x 10 5 cm, czyli zdecydowanie (3 rzędy wielkości)<br />
mniej niż dla Cz-28.<br />
W ten sposób ujawnia się wpływ zjonizowanych<br />
domieszek resztkowych. W przypadku monokryształu<br />
Cz-25 mogą to być pozostałości po procesie<br />
czyszczenia strefowego - zanieczyszczenia o współczynniku<br />
segregacji mniejszym od 1, gdyż użyty<br />
do syntezy GaSb antymon pochodził z końcówek<br />
wlewków. Natomiast w przypadku monokryształu<br />
Cz-27 mogą to być zanieczyszczenia (lub utlenie-<br />
Rys. 13. Temperaturowe zależności ruchliwości dziur dla<br />
niedomieszkowanych monokryształów GaSb otrzymanych<br />
z użyciem Sb o różnej czystości (Cz-28, Cz-27, Cz-25).<br />
Fig. 13. Temperature variations of holes mobility for<br />
undoped GaSb single crystals grown from Sb of different<br />
purity (Cz-28, Cz-27, Cz-25).<br />
Temperaturowe zależności rezystywności dla<br />
niedomieszkowanych monokryształów otrzymanych<br />
z antymonu o różnej czystości przedstawiono na<br />
Rys. 14. Podobnie jak dla ruchliwości i koncentracji<br />
dziur najlepsze własności stwierdzono w przypadku<br />
monokryształu Cz-28. W temperaturze pokojowej<br />
rezystywność mierzona dla najczystszego monokryształu<br />
Cz-28 jest najwyższa, 7,26 x 10 -2 cm, zaś<br />
dla Cz-25 jest najniższa i wynosi 6,16 x 10 -2 cm.<br />
Różnice są niewielkie, na wykresie są prawie niezauważalne.<br />
Wyraźniejszą różnicę w wartościacch rezystywności<br />
widać dopiero dla niskich temperatur poniżej<br />
30 K (Rys. 14). W przypadku monokryształu Cz-28<br />
wartości rezystywności bardzo intensywnie rosną<br />
16<br />
Rys. 14. Temperaturowe zależności rezystywności dla<br />
niedomieszkowanych monokryształów GaSb otrzymanych<br />
z użyciem Sb o różnej czystości (Cz-28, Cz-27, Cz-25).<br />
Fig. 14. Temperature variations of resistivity for undoped<br />
GaSb single crystals grown from Sb of different purity<br />
(Cz-28, Cz-27, Cz-25).<br />
nia) powstałe na rozwiniętej powierzchni antymonu<br />
(granulat).<br />
4.3.2. GaSb:Te - typu p<br />
Na Rys. 15 - 16 przedstawiono temperaturowe<br />
zależności ruchliwości dziur i rezystywności otrzymane<br />
na próbkach GaSb domieszkowanego tellurem<br />
o przewodnictwie typu p. Na każdym z wykresów<br />
zamieszczono dla porównania zarówno wartości<br />
mierzone dla materiału niedomieszkowanego, jak<br />
i dla GaSb skompensowanego tellurem. Wszystkie<br />
próbki pochodzą ze środkowej części płytek. Kolorem<br />
czerwonym oznaczone są wyniki pomiarów dla
A. Mirowska, W. Orłowski, M. Piersa<br />
typowego, bardzo czystego, niedomieszkowanego<br />
GaSb (Cz-28), kolorem żółtym natomiast dla materiału<br />
niedomieszkowanego (Cz-25) otrzymanego<br />
z antymonu o gorszej czystości.<br />
Wykresy w kolorze niebieskim dotyczą próbek<br />
wyciętych z różnych miejsc z początkowej części<br />
monokryształu GaSb domieszkowanego tellurem<br />
(Cz-16), gdzie typ p pozostał jeszcze niezmieniony.<br />
Próbka oznaczona IE pochodzi z pierwszej płytki<br />
po osiągnięciu przez monokryształ zakładanej średnicy<br />
2 cale, natomiast druga próbka nr 25 pochodzi<br />
z ostatniej (25.) płytki typu p. Próbka oznaczona<br />
wykazuje ona w temperaturze pokojowej, w porównaniu<br />
z materiałem niedomieszkowanym, bardzo<br />
niską koncentrację dziur (1 x 10 16 cm -3 ), obniżoną<br />
ruchliwość (377 cm 2 /Vs) i jednocześnie dość wysoką<br />
jak na GaSb rezystywność (1,5 x 10 0 cm)<br />
(Rys. 15 - 16), co świadczy o silnej kompensacji<br />
rodzimych defektów punktowych (akceptorów) przez<br />
donorową domieszkę (Te).<br />
W dalszej części tego samego monokryształu<br />
pomimo rosnącej koncentracji domieszki donorowej<br />
widoczny jest niewielki wzrost koncentracji akceptorów<br />
(Tab. 3). Prawdopodobnie jest to spowodowane<br />
autokompensacją, czyli tworzeniem się przy<br />
niewielkiej ilości domieszki tellurowej dodatkowych<br />
potrójnych kompleksów akceptorowych składających<br />
się z rodzimych defektów punktowych (V Ga<br />
Ga Sb<br />
V Ga<br />
),<br />
a także kompleksów zawierających atomy telluru<br />
(V Ga<br />
Ga Sb<br />
Te Sb<br />
).<br />
Wraz ze wzrostem stopnia kompensacji (dla próbek<br />
domieszkowanych tellurem, typu p) maksimum<br />
ruchliwości przesuwa się w stronę wyższych temperatur<br />
(~200 K), a jego wartość maleje dziesięciokrotnie<br />
i dla próbki Cz-16-IE wynosi ~ 420 cm 2 /Vs<br />
(Rys 15). Jest to zgodne z modelem przedstawionym<br />
w pracy [27] pokazanym na Rys. 1 w Rozdz. 2.1.<br />
Na Rys. 16 (temperaturowe zależności rezystywności)<br />
widoczna jest wyraźna różnica nachylenia niskotemperaturowych<br />
części wykresów otrzymanych<br />
dla obu próbek GaSb skompensowanych tellurem.<br />
Przy obniżaniu temperatury, dla próbki oznaczonej<br />
IE, po początkowym silnym wzroście rezystywności<br />
(do wartości 2 x 10 5 cm dla ~60 K) następuje<br />
wyraźne zahamowanie i dla temperatur niższych<br />
rezystywność badanej próbki rośnie wolniej (choć<br />
wciąż bardzo szybko), aż do osiągnięcia wartości<br />
5,5 x 10 8 cm dla ~10 K. Kąt nachylenia wykresu<br />
dla próbki IE jest przy tym bardzo podobny jak<br />
w przypadku próbki wyciętej z monokryształu niedomieszkowanego<br />
(Cz-25) otrzymanego z lekko<br />
zanieczyszczonego Sb z tą różnicą, że pochylenie<br />
wykresu rozpoczyna się w wyższej temperaturze<br />
(~ 60 K zamiast ~25 K). Dla ostatniej próbki (nr 25)<br />
z pakietu o typie p przewodnictwa obserwuje się silny<br />
wzrost rezystywności z obniżaniem temperatury<br />
(do wartości 8 x 10 3 cm dla 60 K), a dalej bardzo<br />
powolny aż do osiągnięcia 3 x 10 4 cm dla ~ 6 K.<br />
Oba wykresy dla próbek skompensowanych tellurem<br />
Rys. 15. Temperaturowe zależności ruchliwości dziur<br />
dla kryształów GaSb:Te o różnym stopniu kompensacji<br />
(Cz-16-IE, Cz-16-25) i niedomieszkowanego GaSb (Cz-<br />
28, Cz-25).<br />
Fig. 15. Temperature variations of holes mobility for slightly<br />
compensated p-type GaSb:Te (Cz-16-IE, Cz-16-25)<br />
and undoped GaSb (Cz-28, Cz-25).<br />
Rys. 16. Temperaturowe zależności rezystywności dla<br />
GaSb:Te o różnym stopniu kompensacji (Cz-16-IE, Cz-16-<br />
25) i niedomieszkowanego GaSb (Cz-28, Cz-25).<br />
Fig. 16. Temperature variations of resistivity for tellurium<br />
compensated p-type GaSb:Te (Cz-16-IE, Cz-16-25) and<br />
undoped GaSb (Cz-28, Cz-25).<br />
17
Jednorodność własności elektrycznych monokryształów antymonku galu...<br />
są pochylone w swojej części niskotemperaturowej<br />
(poniżej 60 K) i to tym bardziej im większa jest ilość<br />
domieszki tellurowej.<br />
4.3.3. GaSb:Te - typu n<br />
Na Rys. 17-19 przedstawione zostały temperaturowe<br />
zależności koncentracji nośników i ich ruchliwości<br />
oraz rezystywności materiału dla domieszkowanych<br />
tellurem monokryształów antymonku galu.<br />
Na każdym rysunku podane w legendzie wartości<br />
odpowiadają koncentracji telluru określonej metodą<br />
GDMS. Próbka o najniższej koncentracji telluru<br />
pochodzi z początkowej części monokryształu (Cz-<br />
16-25 typu p - oznaczona kolorem żółtym) omówiona<br />
została w poprzednim rozdziale i pokazana została<br />
jedynie dla porównania.<br />
Porównując wykresy zamieszczone na Rys. 17 należy<br />
zauważyć zupełnie inne zachowanie koncentracji<br />
elektronów (próbki typu n) niż dziur (próbki typu p)<br />
ze zmianą temperatury. Wraz ze wzrostem koncentracji<br />
Te koncentracja elektronów rośnie. Dla dużych<br />
ilości domieszki wzrost ten jest jednak coraz słabszy,<br />
a spowodowane jest to silnym spadkiem aktywnej<br />
elektrycznie części domieszki tellurowej (Rys. 6)<br />
opisywanym wcześniej w pracach [35, 37]. Dla próbki<br />
oznaczonej Cz-18-I wartości koncentracji elektronów<br />
rosną wraz z obniżaniem temperatury pomiaru (od<br />
3 x 10 17 cm -3 w 300 K), a następnie poniżej 30 K stabilizują<br />
się dla wartości 5,5 x 10 17 cm -3 . Dla próbki o<br />
niższej koncentracji Te (Cz-16-34) także obserwuje<br />
się wzrost koncentracji elektronów (od 1 x 0 16 cm -3<br />
w 300 K do 1,7 x 0 16 cm -3 w 15 K), ale poniżej 15 K<br />
widać delikatną tendencję spadkową do 1,6 x 0 16 cm -<br />
3<br />
. Wszystkie próbki typu n zachowują się bardzo<br />
stabilnie w całym badanym zakresie temperatur, a<br />
różnice badanych parametrów są niewielkie. Z tego<br />
powodu zrezygnowano z dokładnych czasochłonnych<br />
pomiarów dla próbek o pośrednich wartościach koncentracji<br />
Te, zamieszczając dla nich jedynie wyniki<br />
(zamieszczone w Tab. 3 ) dla temperatur 300 K i 77 K<br />
(Cz-30-I - kolor różowy, Cz-18-II - kolor niebieski).<br />
Z Rys. 18 widać, że próbki GaSb:Te typu n mają<br />
dużo wyższą ruchliwość niż próbki typu p. Dla<br />
pierwszej płytki z kryształu Cz-16 w całości typu n<br />
(oznaczonej kolorem czerwonym - płytka nr 34)<br />
ruchliwość elektronów w 300 K wynosi 2433 cm 2 /<br />
Vs, a maksimum ruchliwości (zmierzone dla 225 K)<br />
2676 cm 2 /Vs. Dla niższych temperatur ruchliwość<br />
elektronów spada aż do wartości 360 cm 2 /Vs (dla<br />
~ 5 K). Dla próbki z początku monokryształu Cz-<br />
18 (oznaczonej kolorem granatowym) ruchliwość<br />
elektronów w temperaturze pokojowej jest nieco<br />
wyższa i wynosi 3271 cm 2 /Vs, ale jej maksimum<br />
jest już dużo wyższe (5755 cm 2 /Vs) i położone przy<br />
zdecydowanie niższej temperaturze (105 K). Spadek<br />
ruchliwości dla niskich temperatur jest w tym przypadku<br />
nieznaczny (do 5254 cm 2 /Vs w 7 K).<br />
Rys. 17. Temperaturowe zależności koncentracji nośników<br />
dla GaSb:Te o różnej koncentracji Te. Wykres żółty dla<br />
płytki skompensowanej typu p (Cz-16-25), pozostałe dla<br />
typu n (Cz-16-34, Cz-30-I, Cz-18-I i Cz-18-II).<br />
Fig. 17. Temperature variations of carriers concentration<br />
for GaSb:Te of different Te concentration. Yellow diagram<br />
is for compensated p-type wafer (Cz-16-25), whereas the<br />
other ones for n-type (Cz-16-34, , Cz-30-I, Cz-18-I and<br />
Cz-18-II).<br />
Dla próbek GaSb:Te typu n charakterystyczna jest<br />
wysoka ruchliwość elektronów (Rys. 18). Rośnie ona<br />
wraz ze wzrostem koncentracji domieszki tellurowej.<br />
W temperaturach wysokich (powyżej 200 K) oraz<br />
dla najniższych (poniżej 100 K) wartości ruchliwości<br />
lekko maleją. Położenie maksimum ruchliwości,<br />
wraz ze wzrostem koncentracji Te, przesuwa się natomiast<br />
w stronę niższych temperatur. Dla koncentracji<br />
Te 1,8 x 10 17 cm -3 maksimum występuje dla ~ 225 K,<br />
natomiast dla 6,5 x 10 17 cm -3 przy temperaturze<br />
~ 105 K. Spadek ruchliwości w najniższych temperaturach<br />
jest wyraźny tylko dla małej koncentracji<br />
Te, natomiast jest coraz mniejszy dla koncentracji<br />
wyższych (zwłaszcza powyżej 2 x 10 17 cm -3 ).<br />
Na Rys. 19 przedstawiono temperaturowe zależności<br />
rezystywności dla próbek GaSb domieszkowanych<br />
tellurem. Dla próbki o wyższej koncentracji<br />
telluru (Cz-18-I) występuje obniżenie rezystywności<br />
z 6,3 x 10 -3 cm w 300 K do 2,1 x 10 -3 cm<br />
w 63 K, a dalej niemal niezauważalny jest wzrost do<br />
2,15 x 10 -3 cm w 6 K. Zmiany w przypadku próbki<br />
o mniejszej koncentracji Te wynoszą odpowiednio<br />
18
A. Mirowska, W. Orłowski, M. Piersa<br />
od 2,6 x 10 -1 cm w 300 K, poprzez 2,0 x 10 -1 cm<br />
w 200 K do 1,1 x 10 0 cm w 8 K.<br />
W porównaniu z próbkami typu p widać wyraźną<br />
różnicę w amplitudzie zmian: (5 8 rzędów wielkości<br />
dla próbek typu p, a mniej niż 1 rząd wielkości<br />
dla próbek typu n). Dla zakresu wysokich temperatur<br />
w przeciwieństwie do typu p obserwuje się teraz<br />
wzrost rezystywności wraz ze wzrostem temperatury.<br />
Wartości rezystywności silnie maleją wraz ze<br />
wzrostem koncentracji Te (Rys. 19). Położenie minimum<br />
rezystywności wraz ze wzrostem koncentracji<br />
telluru przesuwa się w stronę niższych temperatur.<br />
Minimum rezystywności dla próbki o koncentracji<br />
Te 1,8 x 10 17 cm -3 wynosi 2,0 x 10 -1 cm w 200 K,<br />
natomiast dla próbki o koncentracji Te 6,5 x 10 17 cm -3<br />
wynosi 2,1 x 10 -3 cm w 63 K.<br />
5. PODSUMOWANIE<br />
Rys. 18. Temperaturowe zależności ruchliwości nośników<br />
dla GaSb:Te o różnej koncentracji Te. Wykres żółty<br />
dla płytki skompensowanej typu p (Cz-16-25), pozostałe<br />
dla typu n przewodnictwa (Cz-16-34, Cz-30-I, Cz-18-I<br />
i Cz-18-II).<br />
Fig. 18. Temperature variations of carrier mobility for<br />
n-type GaSb:Te of different Te concentration. Yellow<br />
diagram is for compensated p-type wafer (Cz-16-25),<br />
whereas the others for n-type wafers (Cz-16-34, , Cz-30-I,<br />
Cz-18-I and Cz-18-II).<br />
Rys. 19. Temperaturowe zależności rezystywności dla<br />
GaSb:Te o różnej koncentracji Te. Wykres żółty dla płytki<br />
skompensowanej typu p (Cz-16-25), pozostałe dla przewodnictwa<br />
typu n (Cz-16-34, Cz-30-I, Cz-18-I i Cz-18-II).<br />
Fig. 19. Temperature variations of resistivity for GaSb:Te<br />
of different Te concentration. Yellow diagram is for<br />
compensated p-type wafer (Cz-16-25), the others ones for<br />
n-type wafers (Cz-16-34, , Cz-30-I, Cz-18-I i Cz-18-II).<br />
Otrzymane zostały monokryształy GaSb domieszkowane<br />
tellurem o koncentracji domieszki w szerokim<br />
zakresie od 1 x 10 17 cm -3 do 5 x 10 18 cm -3 . Oprócz monokryształów<br />
GaSb:Te o standardowych parametrach<br />
(koncentracja elektronów 2 x 10 17 1 x 10 18 cm -3 )<br />
uzyskano płytki o koncentracji elektronów dużo<br />
niższej (nawet 1 x 10 16 cm -3 ) oraz płytki skompensowane<br />
o bardzo niskiej koncentracji dziur (nawet<br />
1 x 10 16 cm -3 ).<br />
Zbadano temperaturowe zależności parametrów<br />
hallowskich dla wybranych kryształów niedomieszkowanych<br />
otrzymanych z użyciem antymonu o różnej<br />
czystości. Wysoka wartość maksimum ruchliwości<br />
(5370 cm 2 /Vs) jak i jego położenie w bardzo<br />
niskiej temperaturze (30 K) świadczą o bardzo dobrej<br />
czystości materiału. Porównane zostały również<br />
(w funkcji temperatury) parametry dla domieszkowanych<br />
tellurem kryształów - zarówno dla próbek<br />
skompensowanych typu p, jak też dla próbek typu n.<br />
Przedstawiono rozkłady parametrów hallowskich<br />
zarówno wzdłuż osi kryształu, jak też w kierunku<br />
prostopadłym do kierunku wzrostu. Koncentracja<br />
dziur w monokryształach niedomieszkowanych<br />
o dobrej czystości jest stała (w granicach błędu pomiarowego<br />
Jednorodność własności elektrycznych monokryształów antymonku galu...<br />
mieszki donorowej (dla telluru w GaSb współczynnik<br />
segregacji wynosi ~ 0,35). Na płytkach z antymonku<br />
galu domieszkowanego tellurem obserwowana jest<br />
również segregacja promieniowa. Wyższa koncentracja<br />
domieszki występuje zazwyczaj na obrzeżach<br />
płytek niż w ich częściach centralnych, co może być<br />
spowodowane m.in. wypukłym frontem krystalizacji.<br />
Różnica koncentracji elektronów nie jest jednak<br />
wielka (nie przekracza 1,5 raza) z wyjątkiem płytek<br />
pochodzących z obszaru o bardzo silnej kompensacji<br />
tuż po przejściu na typ n (gdzie wzrasta nawet do<br />
~ 6 razy).<br />
W monokryształach GaSb domieszkowanych<br />
bardzo małą ilością telluru występuje część przejściowa,<br />
o mieszanym typie przewodnictwa (conajmniej<br />
10 płytek). Kolejne płytki, o bardzo niskiej koncentracji<br />
elektronów, charakteryzują się dużą niejednorodnością<br />
własności fizycznych, aż do osiągnięcia<br />
w centralnej części wartości rzędu 5 x 10 16 cm -3 .<br />
Świadczy to o dużym wpływie kompensacji rodzimych<br />
akceptorowych defektów punktowych przez<br />
donorową domieszkę na koncentrację nośników. Przy<br />
analizie pomiarów hallowskich w przypadku słabego<br />
domieszkowania GaSb tellurem, model uwzględniający<br />
tylko jeden dominujący rodzaj nośników jest<br />
niewystarczający. Konieczne staje się uwzględnienie<br />
dodatkowych defektów akceptorowych powstających<br />
podczas słabego domieszkowania tellurem<br />
(V Ga<br />
Ga Sb<br />
V Ga<br />
) i kompleksów (V Ga<br />
Ga Sb<br />
Te Sb<br />
) zawierających<br />
atomy telluru. Największą niejednorodność<br />
własności elektrycznych stwierdzono dla monokryształów<br />
o niewielkiej koncentracji domieszki<br />
tellurowej, w obszarach najsilniejszej kompensacji.<br />
Dodatkowo dla płytek o orientacji (100) zaobserwowano<br />
anizotropię rozkładu własności elektrycznych<br />
mierzonych w dwóch różnych (prostopadłych<br />
do siebie) kierunkach . Zaobserwowano ją<br />
również w kryształach silniej domieszkowanych<br />
tellurem, jednak najwyraźniej jest ona widoczna<br />
dla małej koncentracji elektronów, w początkowej<br />
części monokryształu. Zjawisko to wymaga dalszych<br />
badań w celu ustalenia czy wykryte różnice związane<br />
są z koncentracją domieszki, czy też z tworzeniem<br />
się z udziałem Te różnych defektów (w tym także<br />
akceptorowych). W celu poznania przyczyny<br />
anizotropii należy przeprowadzić dalsze badania<br />
z wykorzystaniem pomiarów kierunkowych zarówno<br />
własności optycznych, jak i strukturalnych. Analiza<br />
widm fotoluminescencji (w zakresie 700 850 meV)<br />
powinna pomóc w identyfikacji aktywnych elektrycznie<br />
defektów (również tych z udziałem Te) oraz<br />
określeniu ich rozmieszczenia na płytce.<br />
LITERATURA<br />
[1] Milnes A.G., Polyakov A.Y.: Review – Gallium antimonide<br />
device related properties, Solid State Electr.,<br />
36 (1993) 803-818<br />
[2] Doerschel J., Geissler U.: Characterization of extended<br />
defects in highly Te-doped GaSb single<br />
crystals grown by the Czochralski technique, J. Cryst.<br />
Growth, 121 (1992) 781-789<br />
[3] Tsang W.T., Chiu T.H., Kisker W., Ditzenberger J.A.:<br />
Molecular beem epitaxial growth of In 1-x<br />
Ga x<br />
As 1-y<br />
Sb y<br />
lattice matched to GaSb, Appl. Phys. Lett., 46 (1985)<br />
283-285<br />
[4] Lee H., York P.K., Menna R.J., Martinelli R.U.,<br />
Garbuzov D., Narayan S.Y.: 2,78 m InGaSb/Al-<br />
GaSb multiple quantum-well lasers with metastable<br />
InGaAsSb wells grown by molecular beem epitaxy,<br />
J. Cryst. Growth, 150 (1995) 1354-1357<br />
[5] Garbuzov D.Z., Martinelli R.U., Menna R.J., York<br />
P.K., Lee H., Narayan S.Y., Connolly J.C.: 2.7 m<br />
InGaAsSb/AlGaAsSb laser diodes with continous-<br />
-wave operation up to –39°C, Appl. Phys. Lett., 67<br />
(1995) 1346-1348<br />
[6] Ducanchez A., Cerutti L., Grech P., Genty F., Tournie<br />
E.: Mid-infrared GaSb-based EP-VCSEL emitting at<br />
2.63 m, Electr. Lett., 45 (2009) 265-267<br />
[7] Motyka M., et all.: Optical properties of GaSb-based<br />
type II quantum wells as the active region of<br />
midinfrared interband cascade lasers for gas sensing<br />
applications, Appl.Phys.Lett., 94 (2009) 251901<br />
[8] Lackner D., et all.: Growth of InAsSb/InAs MQWs on<br />
GaSb for mid-IR photodetector applications, J.Cryst.<br />
Growth, 311 (2009) 3563-3567<br />
[9] Anikeev S., Donetsky D., Belenky G., Luryi S., Wang<br />
C.A., Borrego J.M., Nichols G.: Measurement of<br />
the Auger recombination rate in p-type 0.54 eV<br />
GaInAsSb by time resolved photoluminescence, Appl.<br />
Phys. Lett., 83 (2003) 3317-3319<br />
[10] Luca S., Santailler J.L., Rothman J., Belle J.P., Calvat<br />
C., Basset G., Passero A., Khvostikov V.P., Potapovich<br />
N.S., Levin R.V.: GaSb crystals and wafers for<br />
photovoltaic devices, J. Sol. Ener. Eng., 129 (2007)<br />
304-313<br />
[11] Khvostikov V.P., Santailler J.L, Rothman J., Bell<br />
J.P., Couchaud M., Calvat C., Basset G., Passero A.,<br />
Khvostikova O.A., Shvarts M.Z.: Thermophotovoltaic<br />
GaSb cells fabrication and characterization, AIP Conf.<br />
Proc., 890 (2007) 198-207<br />
[12] Afrailov M.A., Andreev I. A., Kunitsyna E.V., Mikhailova<br />
M.P., Yakovlev Y.P., Erturk K.: Gallium antimonide-based<br />
photodiodes and thermophotovoltaic<br />
devices, AIP Conf. Proc., 899 (2007) 447-448<br />
[13] Dutta P.S., Bhat H.L.: The physics and technology<br />
of gallium antimonide: An emerging optoelectronic<br />
material, J. Appl. Phys., 81 (1997) 5821-5870<br />
20
A. Mirowska, W. Orłowski, M. Piersa<br />
[14] Mirowska A., Orłowski W., Bańkowska A., Hruban<br />
A.: Dobór warunków wzrostu monokryształów antymonku<br />
galu w kierunku oraz metodą<br />
Czochralskiego, Mater. Elektron., 37/2 (2009) 3-15<br />
[15] Mirowska A., Orłowski W.: Domieszkowanie monokryształów<br />
antymonku galu na typ przewodnictwa n<br />
oraz na typ p, Mater. Elektron., 38/1 (2010) 17-32<br />
[16] Stepanek B., Sestakova V., Sestak J.: Analiza porównawcza<br />
monokryształów GaSb otrzymanych różnymi<br />
metodami, Neograničeskie Mater., 29 (1993) 1210-<br />
1215<br />
[17] Meinardi F., Parisini A., Tarricone L.: A study of the<br />
electrical properties controlled by residual acceptors<br />
in gallium antimonide, Semicond. Sci. Technol., 8<br />
(1993) 1985-1922<br />
[18] Ichimura M., Higuchi K., Hattori Y., Wada T.: Native<br />
defects in the Al x<br />
Ga 1-x<br />
Sb alloy semiconductor, J. Appl.<br />
Phys., 68 (1990) 6153-6158<br />
[19] Hakala M., Puska M.J., Nieminen R.M.: Native defects<br />
and self-diffusion in GaSb, J. Appl. Phys., 91<br />
(2002) 4988-4994<br />
[20] Ling C.C., Lui M.K., Ma S.K., Chen X.D., Fung S.,<br />
Beling C.D.: Nature of the acceptor responsible for<br />
p-type conduction in liquid encapsulated Czochralski-grown<br />
undoped gallium antimonide, Appl. Phys.<br />
Lett., 85 (2004) 384-386<br />
[21] Lui M.K., Ling C.C.: Liquid encapsulated Czochralski<br />
grown undoped p-type gallium antimonide studied by<br />
temperature-dependent Hall measurement, Semicond.<br />
Sci. Technol., 20 (2005) 1157-1161<br />
[22] Sunder W.A., Barns R.L., Kometani T.Y., Parsey J.M.,<br />
Laudise R.A.: Czochralski growth and characterization<br />
of GaSb, J. Cryst. Growth, 78 (1986) 9-18<br />
[23] Mimkes J., Sestakova V., Nassr K.M., Lubbers M.,<br />
Stepanek B.: Diffusion mobility and defect analysis<br />
in GaSb, J. Cryst. Growth, 187 (1998) 355-362<br />
[24] Dutta P.S., Ostrogsky A.: Nearly diffusion controlled<br />
segregation of tellurium in GaSb, J. Cryst. Growth,<br />
191 (1998) 904-908<br />
[25] Nakamura T., Nishinaga T., Ge P., Huo C.: Distribution<br />
of Te in GaSb grown by Bridgman technique<br />
under microgravity, J. Cryst. Growth, 211 (2000)<br />
441-445<br />
[26] Milvidskaya A.G., Polyakov A.Y., Kolchina G.P.,<br />
Milnes A.G., Govorkov A.V., Smirnov N.B., Tunitskaya<br />
I.V.: The properties of heavily compensated<br />
high resistivity GaSb crystals, Mater. Sci. Eng., B22<br />
(1994) 279-282<br />
[27] Dutta P.S., Prasad V., Bhat H.L.: Carrier compensation<br />
and scattering mechanisms in p-GaSb, J. Appl. Phys.,<br />
80 (1996) 2847-2853<br />
[28] Sestakova V., Stepanek B.: Doping of GaSb single<br />
crystals with various elements, J. Cryst. Growth, 146<br />
(1995) 87-91<br />
[29] Sestakova V., Stepanek B., Sestak J.: Te-doped GaSb<br />
crystals grown in ionized hydrogen atmosphere, J.<br />
Cryst. Growth, 181 (1997) 290-292<br />
[30] Stepanek B., Sourek Z., Sestakova V., Sestak J., Kub<br />
J.: Study of low Te-doped GaSb single crystals, J.<br />
Cryst. Growth, 135 (1994) 290-296<br />
[31] Dutta P.S., Ostrogorsky A.G.: Segregation of tellurium<br />
in GaSb single crystals and associated diffusion<br />
coefficient in the solute layer, J. Cryst. Growth, 197<br />
(1999) 749-754<br />
[32] Vul’ A.Ya. Handbook Series on Semiconductor<br />
Parameters, vol.1, Levinshtein M., Rumyantsev S.,<br />
Shur M., World Scientific, London, 1996, 125-146<br />
[33] Danilewsky A.N., Lauer S., Meinhardt J., Benz K.W.,<br />
Kaufmann B., Hofmann R., Dornen A.: Growth<br />
and characterization of GaSb bulk crystals with<br />
low acceptor concentration, J. El. Mat., 25 (1996)<br />
1082-1087<br />
[34] Hayakawa Y., Saitou Y., Sugimoto Y., Kumagawa M.:<br />
Analysis of impurity concentration distributions in<br />
pulled semiconductor crystals, J. El. Mat., 19 (1990)<br />
145-149<br />
[35] Mirowska A., Orłowski W., Bańkowska A.: Monokryształy<br />
antymonku galu (GaSb) otrzymane metodą<br />
Czochralskiego, Elektronika, 1 (2010) 53-55<br />
[36] Pfann W.G.: J. Metals, 194 (1952) 747<br />
[37] Tiller W.A., Jackson K.A., Rutter J.W., Chalmers B.:<br />
Acta Met., 1 (1953) 428<br />
[38] Chin A.K., Bonner W.A.: Investigations of impurity<br />
variations by cathodoluminescence imaging: Application<br />
to GaSb:Te, Appl. Phys. Lett., 40 (1982) 248-251<br />
[39] Pino R., Ko Y., Dutta P.S.: Native defect compensation<br />
in III-antimonide bulk substrates, Int. J. High<br />
Speed Electr. Syst., 14 (2004) 658-663<br />
[40] Pino R., Ko Y., Dutta P.S.: High-resistivity GaSb bulk<br />
crystals grown by the vertical Bridgman method, J.<br />
El. Mat., 33 (2004) 1012-1015<br />
21
Badanie odkształceń sieci krystalicznej w implantowanej warstwie epitaksjalnej GaN...<br />
BADANIE ODKSZTAŁCEŃ SIECI KRYSTALICZNEJ<br />
W IMPLANTOWANEJ WARSTWIE EPITAKSJALNEJ<br />
GaN OSADZONEJ METODĄ MOCVD NA PODŁOŻU<br />
SZAFIROWYM O ORIENTACJI [001]<br />
Marek Wójcik 1 , Jarosław Gaca 1 , Edyta Wierzbicka 1 , Andrzej Turos 1 ,<br />
Włodzimierz Strupiński 1 , Piotr Caban 1 , N. Sathish 1 , K. Pągowska 2<br />
1<br />
Instytut Technologii Materiałów Elektronicznych, ul. Wólczyńska 133, 01-919 Warszawa<br />
e-mail: marek.wojcik@itme.edu.pl<br />
2<br />
Soltan Institute of Nuclear Studies, 05-400 Otwock/Świerk<br />
W pracy zbadano warstwy epitaksjalne GaN o grubości<br />
1000 nm implantowane jonami Ar ++ w zakresie dawek od<br />
7 ∙ 10 13 cm -2 do 1∙10 15 cm -2 . Wyznaczono zakres proporcjonalności<br />
pomiędzy dawką a średnią zmianą odległości pomiędzy<br />
płaszczyznami równoległymi do powierzchni swobodnej implantowanego<br />
kryształu GaN. Wyznaczono korelację pomiędzy<br />
wielkością dawki jonów a rozkładem odkształceń sieci<br />
krystalicznej występujących w kierunku [001] w warstwie<br />
epitaksjalnej. Stwierdzono, że odkształcane są płaszczyzny<br />
sieciowe równolegle do interfejsu, a komórka elementarna<br />
warstwy implantowanej ulega tetragonalizacji.<br />
Słowa kluczowe: HRXRD, implantacja jonowa, dyfrakcja<br />
Lattice strain study in implanted GaN<br />
epitaxial layer deposited by means of MOCVD<br />
technique on [001] oriented sapphire substrate<br />
In the present work 1000 nm epitaxial GaN layer implanted<br />
with Ar + + ions in the dose range from 7 ∙ 10 13 cm -2 to<br />
1 ∙ 10 15 cm -2 was investigated. The range of linearity between<br />
dose and the average change of interplanar spacing of planes<br />
parallel to the surface of the implanted GaN crystal was determined.<br />
It was found a correlation between the distribution<br />
of displaced atoms and lattice deformation occurring in the<br />
[001] direction in the epitaxial layer. It was also observed the<br />
tetragonalization of unit cell due to implantation.<br />
Key words: HRXRD, ion implantation, diffraction<br />
W ostatnim czasie obserwuje się intensywne<br />
prace ukierunkowane na inżynierię przerwy energetycznej<br />
w półprzewodnikach z szeroką przerwą<br />
energetyczną takich jak: diament, węglik krzemu,<br />
czy związki półprzewodnikowe A III N. Umożliwia to<br />
poszerzenie zakresu pracy urządzeń w kierunku wysokich<br />
prądów, częstotliwości czy temperatur pracy.<br />
Szczególnie interesujące są związki półprzewodnikowe<br />
A III N, które ze względu na ciągłą rozpuszczalność<br />
Al. w AlGaN oraz ograniczoną rozpuszczalność In<br />
w InGaN umożliwiają utworzenie prostej przerwy<br />
energetycznej w zakresie od 2 eV co odpowiada<br />
światłu czerwonemu do 6 eV odpowiadającemu<br />
ultrafioletowi.<br />
Na wielkość przerwy energetycznej mają też<br />
wpływ naprężenia. W tym przypadku naszą wiedzę<br />
poszerzają eksperymenty prowadzone za pomocą<br />
implantacji jonowej [1-3], która jest wygodnym<br />
narzędziem służącym do wprowadzania naprężeń,<br />
a także elektrycznie i optycznie czynnych domieszek<br />
do objętości kryształu.<br />
Metoda ta pozwala na wprowadzenie ściśle<br />
kontrolowanej ilość zanieczyszczeń niezależnie od<br />
stopnia ich rozpuszczalności w matrycy. Implantacja<br />
jonowa odgrywa kluczową rolę przy konstrukcji wysokiej<br />
jakości urządzeń elektronicznych i fotonicznych,<br />
a głównym problemem, na który napotyka jest<br />
to, że przy stosowaniu dużych dawek [4 - 5] może<br />
wystąpić amorfizacja materiału.<br />
Celem niniejszej pracy jest znalezienie korelacji<br />
pomiędzy wielkością dawki jonów Ar ++ a rozkładem<br />
odkształceń sieci krystalicznej występujących w<br />
kierunku 001 w warstwie epitaksjalnej GaN wytworzonej<br />
metodą MOCVD na podłożu szafirowym.<br />
1. WSTĘP<br />
22<br />
2. EKSPERYMENT<br />
Warstwę epitaksjalną GaN o grubości 1μm, osadzono<br />
na Al 2<br />
O 3<br />
o orientacji [001] metodą MOCVD<br />
w urządzeniu do epitaksji związków III-N typu AIX<br />
200/4 RF-S firmy AIXTRON, stosując przy tym,<br />
warstwę nukleacyjną AlN osadzoną bezpośrednio<br />
na podłożu szafirowym. W urządzeniu tym reaktor<br />
poziomy pozwala na załadowanie jednej dwucalowej<br />
płytki. Przepływ gazów przez reaktor ma charakter
M. Wójcik, J. Gaca, E. Wierzbicka, ...<br />
laminarny, co umożliwia dokładną kontrolę składu<br />
chemicznego odkładanej warstwy. Laminarny przepływ<br />
gazów roboczych pozwala także na wymianę<br />
atmosfery gazowej w sposób natychmiastowy i w<br />
związku z tym, na tworzenie bardzo ostrych przejść<br />
pomiędzy warstwami, a ich grubość pozwala kontrolować<br />
w zakresie pojedynczych płaszczyzn atomowych.<br />
Podłoże jest obracane za pomocą systemu<br />
Gas Foil Rotation ® Technique, który gwarantuje brak<br />
zanieczyszczenia i wysoki stopień bezpieczeństwa<br />
wynikającego z braku przełożeń mechanicznych.<br />
Zastosowanie wirującego dysku stolika i laminarnego<br />
przepływu gazów roboczych prowadzi do otrzymywania<br />
powtarzalnych charakterystyk odkładania<br />
heterostruktur związków A III N [5-8].<br />
Procesy defektowania w wyniku bombardowania<br />
jonowego zależą, w znacznym stopniu, od masy<br />
i energii jonów padających. Wybór maksymalnej<br />
energii jonów ograniczony jest technicznymi możliwościami<br />
dostępnych implantatorów. Działające<br />
aktualnie w Polsce urządzenia posiadają napięcia<br />
przyspieszające nieprzekraczające 300 kV co przy<br />
dwukrotnie zjonizowanych jonach pozwala na uzyskanie<br />
energii rzędu 500 keV. Przy stałej energii<br />
padających jonów ich zasięg, a co za tym idzie<br />
głębokość modyfikowanej warstwy zależy od ich<br />
masy. I tak w przypadku GaN dla energii 320 keV dla<br />
jonów Ar ++ wynosi on 250 nm a dla jonów Au + tylko<br />
50 nm. W tej sytuacji warstwę epitaksjalną GaN<br />
zaimplantowano wykorzystując jony Ar ++ o energii<br />
320 keV, przy czym dawki jonów były następujące:<br />
7 ∙10 13 cm -2 , 1∙10 14 cm -2 , 5∙10 14 cm -2 , 8∙10 14 cm -2 ,<br />
1∙10 15 cm -2 .<br />
Pomiary rentgenowskich profili dyfrakcyjnych<br />
zostały wykonane na stanowisku pomiarowym BM<br />
20 – ROBL w Ośrodku Europejskiego Synchrotronowego<br />
Centrum Badawczego – ESRF [9] przy użyciu<br />
promieniowania synchrotronowego o długości fali<br />
λ = 0.13993 nm, a w warunkach laboratoryjnych<br />
w <strong>ITME</strong>, przy użyciu promieniowania miedziowego,<br />
λ = 0,154051 nm .<br />
Poniżej przedstawiono doświadczalne rentgenowskie<br />
profile dyfrakcyjne. Typowy profil składa<br />
się z dwu pików. Pik wysokokątowy występujący<br />
w okolicach kąta 31,3 o 2 dla promieniowania synchrotronowego<br />
i kąta 34,54 o 2 dla promieniowania<br />
miedzowego, pochodzi od nieuszkodzonej implantacyjnie<br />
warstwy GaN znajdującej się tuż nad warstwą<br />
nukleacyjną AlN jest to refleks (002). Pik niskokątowy<br />
pochodzi od warstwy zdefektowanej, w której<br />
średnie odległości międzypłaszczyznowe pomiędzy<br />
płaszczyznami równoległymi do powierzchni swobodnej<br />
są nieco większe od analogicznych odległości<br />
międzypłaszczyznowych w warstwie nie zdefektowanej.<br />
Pomiędzy obu pikami obserwuje się, szczególnie<br />
dla mniejszych dawek implantowanych jonów, szereg<br />
maksimów, które są wynikiem interferencji wiązek<br />
ugiętych przez zdefektowaną i nie zdefektowaną<br />
objętość warstwy GaN.<br />
Rys. 1. Profile dyfrakcyjne otrzymane przy wykorzystaniu<br />
promieniowania synchrotronowego λ = 0.13993 nm oraz<br />
promieniowania Cu λ = 0.15405 nm dla refleksu (002)<br />
warstwy epitaksjalnej GaN implantowanej różnymi dawkami<br />
jonów Ar ++ .<br />
Fig. 1. X ray diffraction profiles obtained by means of the<br />
synchrotron radiation with λ = 0.13993 nm and Cu radiation<br />
λ = 0.15405 nm reflection (002) of GaN epitaxial<br />
layer implanted with different doses of Ar ++ ions.<br />
3. MODELOWANIE PROFILU<br />
ODKSZTAŁCEŃ SIECI<br />
KRYSTALICZNEJ<br />
Tworzenie modelu odkształceń sieci krystalicznej<br />
w warstwie implantowanej polegało na założeniu:<br />
1. całkowitej liczby płaszczyzn atomowych (004)<br />
w objętości warstwy epitaksjalnej GaN - N,<br />
2. liczby płaszczyzn atomowych (004) w objętości<br />
warstwy odkształconej przez uszkodzenia radiacyjne<br />
powstałe podczas implantacji jonów –<br />
n < N,<br />
3. wielkości odkształcenia odległości między dwiema<br />
kolejnymi płaszczyznami typu (004) w warstwie<br />
uszkodzonej Δdj 0
Badanie odkształceń sieci krystalicznej w implantowanej warstwie epitaksjalnej GaN...<br />
Model odkształceń sieci krystalicznej zastosowany<br />
do obliczeń rentgenowskich profili dyfrakcyjnych<br />
wyjaśnia Rys. 2.<br />
Wyniki analizy widm kanałowania wykonanej<br />
przy pomocy programu symulacyjnego McChasy<br />
i prowadzące do wyznaczenia rozkładów głębokościowych<br />
defektów pokazano na Rys. 4. Program<br />
symulacyjny McChasy pozwala na analizę zarówno<br />
defektów powodujących blokowanie światła kanału<br />
(atomy przemieszczone, klastry defektowe), jak<br />
i defektów powodujących odkształcenia płaszczyzn<br />
atomowych takich jak dyslokacje, czy też pętle<br />
dyslokacyjne.<br />
Rys. 2. Model odkształceń sieci krystalicznej powstałych<br />
na skutek implantacji jonowej przyjęty do symulacji rentgenowskich<br />
profili dyfrakcyjnych.<br />
Fig. 2. Model of the lattice deformation due to ion implantation<br />
used to simulate X-ray diffraction profiles.<br />
Sposób obliczania rentgenowskiego profilu dyfrakcyjnego<br />
i założenia teoretyczne leżące u podstawy<br />
programu X-diffraction zostały szczegółowo<br />
opisane w pracach [10-12].<br />
4. USTALENIE WARUNKÓW<br />
BRZEGOWYCH DO<br />
SYMULACJI<br />
RENTGENOWSKICH<br />
Na Rys. 3. przedstawiono widma energetyczne<br />
RBS/c otrzymane dla warstw epitaksjalnych GaN<br />
implantowanych różnymi dawkami jonów Ar ++ .<br />
Rys. 3. Widma energetyczne RBS/c otrzymane dla warstw<br />
epitaksjalnych GaN implantowanych niskimi dawkami<br />
jonów Ar ++ .<br />
Fig. 3. Energy spectra of RBS / c obtained for GaN epitaxial<br />
layers implanted with low doses of Ar ++ ions.<br />
24<br />
Rys. 4. Rozkłady głębokościowe defektów dla warstw<br />
epitaksjalnych GaN implantowanych różnymi dawkami jonów<br />
Ar ++ otrzymane na drodze analizy widm kanałowania.<br />
Fig. 4. Distributions of defects for GaN epitaxial layers<br />
implanted with different doses of Ar + + ions obtained<br />
from the analysis of channeling spectra.<br />
Na Rys. 5 pokazano zależność koncentracji<br />
atomów przemieszczonych na skutek implantacji<br />
w funkcji dawki jonów Ar ++ . Z otrzymanych danych<br />
wynika, że obserwuje się cztery różne zakresy<br />
zależności koncentracji przemieszczonych atomów<br />
od dawki. Pierwszy zakres dla dawki od 0 cm -2 do<br />
1 x 10 5 cm -2 jest prawie liniowy i w tym właśnie<br />
zakresie znajdowały się próbki, które następnie<br />
poddano badaniom odkształceń sieci krystalicznej<br />
za pomocą wysokorozdzielczej dyfraktometrii<br />
rentgenowskiej. Następnie, wraz ze zwiększaniem<br />
dawki jonów Ar ++ widocznej jest, w zakresie dawek<br />
od 2 x 10 14 cm -2 do 1 x 10 16 cm -2 znaczne zwiększenie<br />
szybkości przyrostu ilości przemieszczonych<br />
atomów wraz ze wzrostem dawki jonów, po czym<br />
obserwuje się niezbyt rozległe plateau w zakresie<br />
dawek od 1 x 10 16 cm -2 do 1 x 10 17 cm -2 , które<br />
oznacza, że w tym przedziale pomimo zwiększania<br />
dawki implantowanych jonów Ar ++ nie wzrasta koncentracja<br />
przemieszczonych atomów. Następnie, dla<br />
dawek powyżej 1 x 10 17 cm -2 obserwuje się zakres<br />
najszybszego wzrostu liczby przemieszczonych atomów<br />
w funkcji dawki jonów i jak się wydaje zakres
M. Wójcik, J. Gaca, E. Wierzbicka, ...<br />
ten może odpowiadać pełnej morfizacji warstwy<br />
implantowanej.<br />
odkształceń odległości międzypłaszczyznowych.<br />
Wykres zależności odległości międzypłaszczyznowych<br />
płaszczyzn (002) uzyskany na podstawie tego<br />
modelu jest prezentowany na Rys. 7.<br />
Rys. 5. Zależność maksimum koncentracji atomów przemieszczonych<br />
od dawki jonów Ar ++ .<br />
Fig. 5. The dependence of maximum of the concentration<br />
of displaced atoms versus a dose of Ar + + ions.<br />
Wyniki otrzymane za pomocą metod jonowych<br />
bardzo mocno sugerują, że grubość warstwy zdefektowanej<br />
w badanych próbkach GaN/AlN/Al 2<br />
O 3<br />
nie<br />
przekracza 300 nm, ponadto rozkłady głębokościowe<br />
defektów dla warstw epitaksjalnych GaN implantowanych<br />
różnymi dawkami jonów Ar ++ sugerują,<br />
że odkształcenia płaszczyzn równoległych do powierzchni<br />
warstwy implantowanej GaN powinny<br />
mieć kształt zbliżony do krzywej dzwonowej, której<br />
środek ciężkości powinien znajdować się w obszarze<br />
od 0 do 300 nm od powierzchni, a maksimum może<br />
monotonicznie zależeć od dawki jonów. Te dwie<br />
silne przesłanki posłużyły do wykonania symulacji<br />
rentgenowskiego profilu dyfrakcyjnego i określenia<br />
profilu zmian odległości płaszczyzn równoległych<br />
do powierzchni warstwy implantowanej.<br />
5. WYNIKI SYMULACJI RENTGE-<br />
NOWSKICH<br />
Na Rys. 6 przedstawione są wyniki symulacji<br />
rentgenowskiego profilu dyfrakcyjnego refleksu<br />
200 dla warstwy epitaksjalnej GaN implantowanej<br />
dawką 7x10 13 cm -2 . Można więc ocenić bardzo<br />
dobrą zgodność pomiędzy profilem eksperymentalnym<br />
i profilem obliczonym na drodze symulacji.<br />
Zgodność ta dotyczy nie tylko położeń i wysokości<br />
obu obserwowanych pików dyfrakcyjnych ale także<br />
obszaru pomiędzy nimi gdzie obserwuje się maksima<br />
poboczne związane z efektami interferencyjnymi.<br />
Dla otrzymania tej zgodności opracowano model<br />
Rys. 6. Rentgenowskie profile dyfrakcyjne: doświadczalny<br />
(czerwony) i teoretyczny (czarny) dla warstwy GaN<br />
implantowanej dawką 7 x 10 13 cm -2 . Promieniowanie synchrotronowe<br />
λ = 0.13993 nm.<br />
Fig. 6. X-ray diffraction profiles:experimental (red)<br />
and theoretical (black) for the GaN layer with dose of<br />
7 x 10 13 cm -2 .Synchrotron radiation with λ = 0.13993 nm.<br />
Rys. 7. Wykres zależności odległości pomiędzy płaszczyznami<br />
(002), a także niedopasowania sieciowego pomiędzy<br />
warstwą implantowaną a warstwą nieimplantowaną<br />
w funkcji odległości od powierzchni swobodnej, dla warstwy<br />
epitaksjalnej GaN implantowanej jonami Ar ++ , dawka<br />
7 x 10 13 cm -2 .<br />
Fig. 7. The graph of the distance between the planes (002),<br />
and the lattice mismatch between the virgin and implanted<br />
layer, as a function of distance from the surface<br />
for GaN epitaxial layers implanted Ar ++ ions dose<br />
of 7 x 10 13 cm -2 .<br />
Na uwagę zasługuje fakt, że największe odkształcenie<br />
sieci krystalicznej obserwowane jest<br />
bezpośrednio przy powierzchni próbki implantowanej,<br />
a następnie dopiero w odległości 250 nm od<br />
powierzchni swobodnej zaczyna ono monotonicznie<br />
maleć tak, że dla głębokości 500 nm w zasadzie sieć<br />
krystaliczna implantowanej warstwy GaN nie jest<br />
już odkształcona.<br />
Na Rys. 8 przedstawiono rentgenowskie profile<br />
dyfrakcyjne otrzymane na drodze eksperymentu i symulacji<br />
dla warstwy implantowanej dawką 1 x 10 14<br />
cm -2 .<br />
25
Badanie odkształceń sieci krystalicznej w implantowanej warstwie epitaksjalnej GaN...<br />
Kolejny rysunek przedstawia rentgenowskie<br />
profile dyfrakcyjne otrzymane na drodze eksperymentu<br />
i symulacji dla warstwy implantowanej dawką<br />
5 x 10 14 cm -2 , a model odkształceń sieci krystalicznej<br />
dla tego przypadku pokazany jest na Rys. 11.<br />
Rys. 8. Rentgenowskie profile dyfrakcyjne: doświadczalny<br />
(czerwony) i teoretyczny (czarny) dla warstwy GaN<br />
implantowanej dawką 1 x 10 14 cm -2 . Promieniowanie synchrotronowe<br />
λ = 0.13993 nm.<br />
Fig. 8. X-ray diffraction profiles: experimental (red)<br />
and theoretical (black) for the GaN layer implanted<br />
with ion dose 1 x 10 14 cm -2 . Synchrotron radiation with<br />
λ = 0.13993 nm.<br />
Rys. 11. Wykres zależności odległości pomiędzy płaszczyznami<br />
(002) w funkcji ich odległości od powierzchni<br />
swobodnej dla próbki GaN implantowanej jonami Ar ++<br />
5 x 10 14 cm -2 .<br />
Fig. 11. The graph of the distance between the<br />
planes (002), and the lattice mismatch between the virgin<br />
and implanted layer, as a function of distance from the<br />
surface for GaN epitaxial layers implanted Ar ++ ions dose<br />
of 5 x 10 14 cm -2 .<br />
Rys. 9. Wykres zależności odległości pomiędzy płaszczyznami<br />
(002), a także niedopasowania sieciowego pomiędzy<br />
warstwą implantowaną i warstwą nieimplantowaną,<br />
w funkcji odległości od powierzchni swobodnej, dla warstwy<br />
epitaksjalnej GaN implantowanej jonami Ar ++ , dawka<br />
1 x 10 14 cm -2 .<br />
Fig. 9. The graph of the distance between the planes (002),<br />
and the lattice mismatch between the virgin and implanted<br />
layer, as a function of distance from the surface<br />
for GaN epitaxial layers implanted Ar ++ ions dose of<br />
1 x 10 14 cm -2 .<br />
Rys. 12. Rentgenowskie profile dyfrakcyjne: doświadczalny<br />
(czerwony) i teoretyczny (czarny) dla warstwy<br />
GaN implantowanej dawką 8 x 14/cm -2 . Promieniowanie<br />
synchrotronowe λ = 0.13993 nm<br />
Fig. 12. X-ray diffraction profiles: experimental (red)<br />
and theoretical (black) for the GaN layer implanted<br />
with ion dose 8 x 10 14 cm -2 . Synchrotron radiation with<br />
λ = 0.13993 nm.<br />
Na kolejnym rysunku przedstawiono rentgenowskie<br />
profile dyfrakcyjne otrzymane na drodze eksperymentu<br />
i symulacji dla warstwy implantowanej<br />
dawką 8 x 10 14 cm -2 , a adekwatny model odkształceń<br />
sieci krystalicznej pokazany jest na Rys. 13.<br />
Rys. 10. Rentgenowskie profile dyfrakcyjne: doświadczalny<br />
(czerwony) i teoretyczny (czarny) dla warstwy<br />
GaN implantowanej dawką 5 x 10 14 cm -2 . Promieniowanie<br />
synchrotronowe λ = 0.13993 nm.<br />
Fig. 10. X-ray diffraction profiles: experimental (red)<br />
and theoretical (black) for the GaN layer implanted<br />
with ion dose 5 x 10 14 cm -2 . Synchrotron radiation with<br />
λ = 0.13993 nm.<br />
26
M. Wójcik, J. Gaca, E. Wierzbicka, ...<br />
Rys. 13. Wykres zależności odległości pomiędzy płaszczyznami<br />
(002) w funkcji ich odległości od powierzchni<br />
swobodnej dla próbki GaN implantowanej jonami Ar ++<br />
8 x 10 14 cm -2 .<br />
Fig. 13. The graph of the distance between the<br />
planes (002), and the lattice mismatch between the virgin<br />
and implanted layer, as a function of distance from the<br />
surface for GaN epitaxial layers implanted Ar ++ ions dose<br />
of 8 x 10 14 cm -2 .<br />
Wszystkie prezentowane powyżej profile dyfrakcyjne<br />
zmierzone zostały w ESRF Grenoble przy<br />
wykorzystaniu promieniowania synchrotronowego<br />
o długości fali promieniowania rentgenowskiego<br />
λ = 0.13993 nm, natomiast dwa kolejne profile rentgenowskie<br />
zaprezentowane na rysunkach od 16 i 18<br />
otrzymane zostały w Pracowni Rentgenografii <strong>ITME</strong><br />
przy wykorzystaniu klasycznego źródła promieniowania<br />
rentgenowskiego, czyli lampy miedziowej<br />
dla której λ = 0.1504 nm. Dotyczy to największych<br />
dawek jonów Ar ++ czyli dawki 5 x 10 15 cm -1 , a także<br />
dawki 2 x 10 16 cm -2 .<br />
Rys. 14. Rentgenowskie profile dyfrakcyjne: doświadczalny<br />
(czerwony) i teoretyczny (czarny) dla warstwy<br />
GaN implantowanej dawką 1 x 10 15 cm -2 . Promieniowanie<br />
synchrotronowe λ = 0.13993 nm.<br />
Fig. 14. X-ray diffraction profiles: experimental (red)<br />
and theoretical (black) for the GaN layer implanted<br />
with ion dose 1 x 10 15 cm -2 . Synchrotron radiation with<br />
λ = 0.13993 nm.<br />
Rys. 16. Rentgenowskie profile dyfrakcyjne: doświadczalny<br />
(czer wony) i teoretyczny (czarny) dla warstwy<br />
GaN implantowanej dawką 5 x 10 15 cm -2 . Promieniowanie<br />
miedziowe λ = 0.1504 nm.<br />
Fig. 16. X-ray diffraction profiles: experimental (red)<br />
and theoretical (black) for the GaN layer implanted<br />
with ion dose 5 x 10 15 cm -2 . CuK 1<br />
radiation with<br />
λ = 0.1504 nm.<br />
Rys. 15. Wykres zależności odległości pomiędzy płaszczyznami<br />
(002) w funkcji ich odległości od powierzchni<br />
swobodnej dla próbki GaN implantowanej jonami Ar ++<br />
1 x 10 15 /cm -2 .<br />
Fig. 15. The graph of the distance between the planes<br />
(002), and the lattice mismatch between the virgin and<br />
implanted layer, as a function of distance from the surface<br />
for GaN epitaxial layers implanted Ar ++ ions dose<br />
of 1 x 10 15 cm -2 .<br />
Rys. 17. Wykres zależności odległości pomiędzy płaszczyznami<br />
(002) w funkcji ich odległości od powierzchni<br />
swobodnej dla próbki GaN implantowanej jonami Ar ++<br />
5 x 10 15 cm -2 .<br />
Fig. 17. The graph of the distance between the planes<br />
(002), and the lattice mismatch between the virgin and<br />
implanted layer, as a function of distance from the surface<br />
for GaN epitaxial layers implanted Ar ++ ions dose<br />
of 5 x 10 15 cm -2 .<br />
27
Badanie odkształceń sieci krystalicznej w implantowanej warstwie epitaksjalnej GaN...<br />
Rys. 18. Rentgenowskie profile dyfrakcyjne: doświadczalny<br />
(czerwony) i teoretyczny (czarny) dla warstwy GaN implantowanej<br />
dawką 2 x 10 16 /cm 2 . Promieniowanie miedziowe<br />
λ = 0.1504 nm.<br />
Fig. 18. X-ray diffraction profiles: experimental (red)<br />
and theoretical (black) for the GaN layer implanted<br />
with ion dose 2 x 10 16 cm -2 . Synchrotron radiation with<br />
λ = 0.13993 nm.<br />
Rys. 19. Wykres zależności odległości pomiędzy płaszczyznami<br />
(002) w funkcji ich odległości od powierzchni<br />
swobodnej dla próbki GaN implantowanej jonami Ar ++<br />
dawką 2 x 10 16 cm -2 .<br />
Fig. 19. The graph of the distance between the planes<br />
(002), and the lattice mismatch between the virgin<br />
and implanted layer, as a function of distance from the<br />
surface for GaN epitaxial layers implanted Ar ++ ions dose<br />
of 2 x 10 16 cm -2 ..<br />
Dla dawki 2 x 10 16 cm -2 po raz pierwszy pojawiła<br />
się konieczność wprowadzenia warstwy amorficznej<br />
w zakresie głębokości od 0 do 45 nm, co jest uwidocznione<br />
na Rys. 19. Położenie tej warstwy tuż przy<br />
powierzchni swobodnej implantowanej warstwy GaN<br />
jest najprawdopodobniej spowodowane dyfuzją defektów<br />
poimplantacyjnych w kierunku powierzchni<br />
kryształu, co powoduje że najbardziej zdefektowana<br />
część warstwy implantowanej znajduje się właśnie<br />
tuż przy powierzchni kryształu GaN.<br />
Na Rys. 20 przedstawiono zestawienie wykresów<br />
zależności odległości między płaszczyznami 004<br />
równoległymi do powierzchni swobodnej warstwy<br />
implantowanej w funkcji odległości od powierzchni<br />
swobodnej dla wszystkich zastosowanych dawek<br />
jonów Ar ++ .<br />
28<br />
Rys. 20. Zestawienie wykresów zależności odległości<br />
pomiędzy płaszczyznami (002) w funkcji ich odległości od<br />
powierzchni swobodnej dla próbek GaN implantowanych<br />
różnymi wartościami jonów Ar ++ .<br />
Fig. 20. List of graphs of the dependence of the distance<br />
between (002) planes as a function of their distance<br />
from the free surface of GaN crystals implanted with different<br />
Ar ++ ions doses.<br />
Analiza wykresów zależności odległości pomiędzy<br />
płaszczyznami 004 w funkcji ich odległości od<br />
powierzchni swobodnej dla implantowanych warstw<br />
epitaksjalnych GaN pokazuje, że wraz ze wzrostem<br />
odległości od powierzchni próbki, dla każdej stosowanej<br />
dawki jonów, obserwuje się zmianę odległości<br />
między płaszczyznami 004, przy czym im większa<br />
jest dawka implantowanych jonów, tym maksymalna<br />
zmiana odległości międzypłaszczyznowe jest większa.<br />
To zjawisko spowodowane jest pojawiającym się<br />
w objętości warstwy implantowanej silnymi naprężeniami,<br />
a także występowaniem defektów punktowych<br />
i liniowych, takich jak dyslokacje, oraz planarnych<br />
jak pętle dyslokacyjne czy błędy ułożenia. W odległości<br />
ok. 200 nm od powierzchni obserwuje się obszar<br />
o grubości od 100 nm do 600 nm, w zależności<br />
od dawki jonów, w którym odkształcenia odległości<br />
Rys. 21. Obraz otrzymany techniką transmisyjnej mikroskopii<br />
elektronowej (TEM), na dole rysunku zaznaczono<br />
warstwę amorficzną.<br />
Fig. 21. TEM image at the bottom of picture there is an<br />
amorphous layer.
M. Wójcik, J. Gaca, E. Wierzbicka, ...<br />
międzypłaszczyznowych maleją monotonicznie po<br />
czym obserwuje się warstwę niezniszczonego azotku<br />
galu. Dla próbki GaN implantowanej jonami Ar<br />
o dawce 2 x 16/cm 2 (Rys. 19) pojawia się obszar,<br />
który został wprowadzony do modelu kryształu<br />
na skutek analizy wyników otrzymanych techniką<br />
elektronowego mikroskopu transmisyjnego (TEM)<br />
Rys. 21. Jest to warstwa amorficzna. Należy zaznaczyć,<br />
że to duża dawka implantowanych jonów<br />
Ar ++ powoduje powstanie tej warstwy, która jako<br />
bardzo nieuporządkowana nie poddaje się klasycznej<br />
analizie dyfrakcyjnej z zastosowaniem promieni<br />
rentgenowskich.<br />
Na Rys. 22 pokazano średnie, w objętości<br />
warstwy odkształconej wartości niedopasowania<br />
sieciowego wyrażonego w ppm płaszczyzn (002)<br />
w warstwach GaN implantowanych jonami Ar ++<br />
w funkcji dawki jonów.<br />
wyrażone w ppm, a x jest dawką jonów wyrażoną<br />
w cm -2 ,<br />
6. MODEL ODKSZTAŁCEŃ SIECI<br />
KRYSTALICZNEJ WARSTWY<br />
IMPLANTOWANEJ<br />
Badania jednowymiarowych profili dyfrakcyjnych<br />
opisane w rozdziale poprzednim umożliwiają<br />
wyznaczenie deformacji odległości międzypłaszczyznowych<br />
płaszczyzn równoległych do swobodnej<br />
powierzchni warstwy implantowanej GaN, czyli dla<br />
orientacji [001] zmian stałej c, dla oceny jak zmienia<br />
się stała sieciowa a niezbędne jest wykonanie<br />
mapowania przestrzeni odwrotnej z zastosowaniem<br />
refleksu asymetrycznego, którego położenie zależy<br />
zarówno od c, jak i od a. Do pomiarów wybrano refleks<br />
asymetryczny (114) i geometrię z małym kątem<br />
wejścia i dużym kątem wyjścia, ze względu na to,<br />
że jest ona właściwa do badania cienkich warstw.<br />
Geometria pomiaru przedstawiona jest schematycznie<br />
na Rys. 23.<br />
Rys. 22. Średnia niedopasowanie sieciowe w warstwach<br />
implantowanych GaN dla różnych dawek jonów Ar ++ .<br />
Fig. 22. Average mismatch of the implanted GaN layers<br />
for different doses of Ar + + ions.<br />
Wykres zależności niedopasowania sieciowego<br />
warstw implantowanych w funkcji dawki posiada<br />
maksimum dla dawki Ar ++ 8 x 10 14 /cm 2 . Następnie<br />
dla wyższych dawek nie obserwuje się już wzrostu<br />
średniego, w objętości warstwy implantowanej,<br />
niedopasowania sieciowego warstwy odkształconej<br />
do warstwy nieimplantowanej, a raczej powstawanie<br />
warstwy amorficznej w pobliżu powierzchni kryształu<br />
GaN. Na Rys. 26 można wyróżnić zakres liniowej<br />
zależności pomiędzy dawką jonów Ar ++ a średnim<br />
niedopasowaniem sieciowym między warstwą<br />
zdefektowaną w efekcie implantacji i warstwą nie<br />
implantowaną GaN. Tę liniową zależność opisuje<br />
poniższe empiryczne wyrażenie:<br />
d<br />
d<br />
164 , 10<br />
12<br />
x 2000 i 1x10 14 cm -2 < x< 1x10 15 cm -2<br />
(1)<br />
d<br />
gdzie jest niedopasowaniem sieciowym pomiędzy<br />
warstwą zdefektowaną i niezdefektowaną i<br />
d<br />
jest<br />
Rys. 23. Geometria dyfrakcji promieniowania rentgenowskiego<br />
w przypadku refleksu asymetrycznego i małego<br />
kąta wejścia.<br />
Fig. 23. The geometry of the X-ray diffraction in the case<br />
of asymmetric reflection and a small angle of entry.<br />
W omawianym przypadku kąt padania wiązki<br />
promieniowania rentgenowskiego - =10,81 deg,<br />
kąt = 39,12 deg, a kąt 2 pomiędzy kierunkiem<br />
wiązki padającej i wiązki odbitej wynosi 99,88 deg.<br />
Przy wykorzystaniu geometrii dyfrakcji opisanej powyżej<br />
wykonano mapowanie przestrzeni odwrotnej<br />
implantowanej warstwy epitaksjalnej GaN w otoczeniu<br />
węzła sieci odwrotnej 114. Dawka implantacji<br />
została ustalona na 1 x 10 15 cm -2 i w ten sposób jest to<br />
dawka z końca zakresu proporcjonalności zależności<br />
odkształcenie – dawka widocznego na Rys. 26. jako<br />
odcinek linii prostej o równaniu 1). Mapy przestrzeni<br />
odwrotnej pokazane są na Rys. 28 a,b,c.<br />
29
Badanie odkształceń sieci krystalicznej w implantowanej warstwie epitaksjalnej GaN...<br />
Na podstawie otrzymanych wyników obliczono<br />
średnie w objętości warstwy zdefektowanej stałe sieciowe.<br />
Stała sieciowa a (leżąca w płaszczyźnie interfejsu<br />
warstwa implantowana/ warstwa nieimplantowana)<br />
wynosi 0,319 nm, a stała sieci c (prostopadła<br />
do tego interfejsu) wynosi 50,5223 nm Porównanie<br />
tych stałych z analogicznymi dla monokryształu GaN:<br />
a = 0,319 nm oraz c = 05189 nm prowadzi do bardzo<br />
istotnego wniosku, a mianowicie, że w obszarze<br />
proporcjonalności pomiędzy dawką jonów i odkształceniem<br />
odległości międzypłaszczyznowych<br />
płaszczyzn równoległych do powierzchni warstwy<br />
implantowanej czyli od 1 x 10 14 cm -2 do 1 x 10 15 cm -2<br />
obserwuje się zachowanie ciągłości płaszczyzn atomowych,<br />
które są prostopadłe do interfejsu pomiędzy<br />
zdefektowaną i niezdefektowaną częścią warstwy<br />
epitaksjalnej GaN Rys. 25.<br />
Rys. 24. Mapy przestrzeni odwrotnej warstwy epitaksjalnej<br />
GaN implantowanej dawką 1 x 10 15 cm -2 a) refleks<br />
(002), b)refleks (004), c) refleks (114). Promieniowanie<br />
miedziowe λ = 0.1504 nm<br />
Fig. 24. Reciprocal space maps of GaN epitaxial layer<br />
implanted dose 1 x 10 15 cm -2 a) reflection (002), b) reflection<br />
(004), c) reflection (114), Cu radiation λ = 0.1504 nm.<br />
Mapy przestrzeni odwrotnej są niezastąpionym<br />
narzędziem badawczym do określania realnej<br />
struktury badanych obiektów krystalicznych [13].<br />
W omawianym przypadku posłużyły do wyznaczenia<br />
środków ciężkości zarówno pików pochodzących od<br />
części nieimplantowanej jak i części implantowanej<br />
warstwy epitaksjalnej GaN. Otrzymane wyniki zamieszczone<br />
są w tabeli 1. W przyszłości wykonane<br />
zostaną także symulacje dwuwymiarowych profili<br />
dyfrakcyjnych w celu zgromadzenia wielu dodatkowych<br />
informacji o realnej strukturze badanych<br />
systemów epitaksjalnych<br />
Tabela 1. Środki ciężkości pików dyfrakcyjnych pochodzących<br />
od nieimplantowanej i implantowanej cześci warstwy<br />
epitaksjalnej GaN, jony Ar ++ , dawka 1 x 10 15 cm -2<br />
Table 1. The centers of gravity of diffraction peaks from<br />
virgin parts and implanted parts of GaN epitaxial layer,<br />
Ar + + ions, a dose of 1 x 10 15 cm -2<br />
30<br />
Refleks<br />
Część nie implantowana<br />
Część implantowana<br />
2 [deg] [deg] 2 [deg] [deg]<br />
002 34,5385 0,0002 34,3302 0,0002<br />
004 73,5585 -0,0413 72,9374 0,0153<br />
114 99,8500 0.1815 99,3066 0,0121<br />
Rys. 25. Model odkształceń sieci krystalicznej warstwy<br />
implantowanej GaN, zaznaczone płaszczyzny atomowe,<br />
które ulegają deformacji i te które pozostają nieodkształcone<br />
w tej samej objętości kryształu.<br />
Fig. 25. The model of the lattice strain in the implanted<br />
GaN layer, the deformed and non deformed atomic<br />
planes, remains at the same time in the same volume of<br />
the crystal.<br />
Otrzymany wynik sugeruje, że podczas implantacji<br />
w zakresie względnie małych dawek jonów<br />
czyli od od 1 x 10 14 cm -2 do 1x10 15 cm -2 obserwuje<br />
się nie tylko liniową zależność pomiędzy dawką<br />
jonów i odkształceniem płaszczyzn równoległych do<br />
powierzchni warstwy GaN ale także w tym zakresie<br />
dawek płaszczyzny prostopadłe do powierzchni<br />
swobodnej warstwy GaN pozostają niezmienione.<br />
Odkształcenie ogranicza się jedynie do tetragonalizacji<br />
komórki elementarnej warstwy implantowanej.<br />
7. WNIOSKI KOŃCOWE<br />
W niniejszej pracy wyznaczono zakres proporcjonalności<br />
pomiędzy dawką implantowanych jonów<br />
Ar ++ a średnią, w objętości warstwy, zmianą odległości<br />
pomiędzy płaszczyznami równoległymi do
M. Pawłowski<br />
powierzchni swobodnej implantowanego kryształu<br />
GaN otrzymanego za pomocą metody epitaksji z fazy<br />
gazowej w <strong>ITME</strong>. Zakres ten zawiera się pomiędzy<br />
dawką 1 x 10 14 cm -2 a dawką 1 x 10 15 cm -2 .<br />
Dla zastosowanych dawek określono, na podstawie<br />
przeprowadzonych symulacji komputerowych,<br />
rozkłady odległości tych płaszczyzn w funkcji<br />
głębokości w głąb warstwy implantowanej i skorelowano<br />
je z badaniami przeprowadzonymi metodami<br />
jonowymi.<br />
Stwierdzono, że wyniki modelowania odkształceń<br />
sieci krystalicznej w warstwie implantowanej<br />
pozwalają stwierdzić, że odkształceniom poddają się<br />
jedynie płaszczyzny równolegle do interfejsu część<br />
warstwy implantowanej/część warstwy nieimplantowanej,<br />
a płaszczyzny atomowe, które są do tego<br />
interfejsu prostopadłe pozostają nie odkształcone<br />
LITERATURA<br />
[1] Dygo A., Turos A.: Surface studies of A III B V compound<br />
semiconductors by ion channeling Phys. Rev.<br />
B40 (1989) 7704-7713<br />
[2] Nowicki L., Turos A., Ratajczak R., Stonert A., Garrido<br />
F.: Modern analysis of ion channeling data by<br />
Monte Carlo simulations, Nucl. Instr. Meth. B 240<br />
(2005) 277<br />
[3] Turos A., Nowicki L., Stonert A., Pagowska K.,<br />
Jagielski J., Muecklich A.: Nucl. Instr. Meth. B 268<br />
(2010) 1718<br />
[4] Tan H. H., Williams J. S., Zou J., Cockayne D. J. H.,<br />
Pearton S. J., Stall R.A.: Appl. Phys. Lett. 69 (1996) 2364<br />
[5] Parikh N., Suvkhanov A., Lioubtchenko M., Carlson<br />
E. P., Bremser M. D., Bray D., Hunn J., Davis R.F.:<br />
Nucl. Instr. Meth. B 127-128 (1997) 463<br />
[6] Strupiński W. et al.: Heterointerfaces in quantum wells<br />
and epitaxial growth processes, J. Appl. Lett. 59, 24,<br />
(1991), 3151-3153<br />
[7] P. Caban, K. Kościewicz, W. Strupiński, M. Wojcik, J.<br />
Gaca, J. Szmidt, M. Ozturk, E. Ozbay: The influence<br />
of substrate surface preparation on LP MOVPE GaN<br />
epitaxy on differently oriented 4H-SiC substrates,<br />
J. Crystal Growth, 310 (2008) 4876-4897<br />
[8] M. Herman, D. Binberg, J. Christen: Heterointerfaces<br />
in quantum wellsand epitaxial growth processes:<br />
Ewaluation by luminescence techniques, J. Appl.<br />
Lett., 70, 2 (1991)<br />
[9] M. Wójcik, J. Gaca, P. Caban, W. Strupiński, J. Borysiuk,<br />
A.P. Pathak, N. Sathish: Wyznaczanie profile<br />
składu chemicznego heterostruktur związków A III N<br />
zawierających ultracienkie warstwy, Mater. Elektron.,<br />
4, 36, (2008)<br />
[10] J. Gaca, M. Wójcik, A. Turos, W. Strupiński, A. Jasik,<br />
J. Zynek, K. Kosiel, F. Eichhorn, F. Prokert: Mater.<br />
Elektron. 33, 1-4, (2005) 5-42<br />
[11] J. Gaca, M. Wójcik: Appl. Phys. Lett,, 65, 8 (1994)<br />
977-979<br />
[12] M. Wójcik, J. Gaca, A. Turos, W. Strupiński, P. Caban,<br />
J. Borysiuk, A. Pathak, N. Sathish: Mater. Elektron.,<br />
36, 4, (2008) 61-84<br />
[13] U. Pietach, V Holy, T. Baumach: High resolution X-<br />
ray scattering, Springer (2004)<br />
PROCEDURY WYZNACZANIA PARAMETRÓW<br />
ANIZOTROPOWEGO CZYNNIKA g DLA CENTRÓW<br />
PARAMAGNETYCZNYCH O SPINIE S = ½<br />
ZLOKALIZOWANYCH W SIECI KRYSTALICZNEJ<br />
Mariusz Pawłowski<br />
Instytut Technologii Materiałów Elektronicznych, 01-919 Warszawa, ul. Wólczyńska 133<br />
e-mail: mariusz.pawlowski@itme edu.pl<br />
Elektronowy Rezonans Paramagnetyczny (EPR) jest użyteczną<br />
techniką badawczą służącą do określania natury i orientacji<br />
centrów magnetycznych (tj. obdarzonych spinem), które<br />
tworzą defekty punktowe w objętości badanego kryształu.<br />
Możliwość zebrania informacji o orientacji przestrzennej<br />
defektu stanowi o unikatowości spektroskopii EPR jako metody<br />
badawczej. Jednak aby z zarejestrowanego sygnału EPR<br />
wyciągnąć użyteczne informacje konieczna jest odpowiednia<br />
analiza zebranych danych. W niniejszej pracy przedstawione<br />
zostaną dwa sposoby podejścia do tego problemu.<br />
Słowa kluczowe: EPR, anizotropia, czynnik g<br />
The procedure of determining the parameters<br />
of the anisotropic g factor for paramagnetic<br />
centers with spin S = ½ in crystals localized<br />
in crystal lattice<br />
31
Procedury wyznaczania parametrów anizotropowego czynnika g...<br />
Electron Paramagnetic Resonance (EPR) is a useful research<br />
technique to determine the nature and orientation of the<br />
magnetic centers (ie with spin), which form point defects in<br />
the crystal volume. Oportunity to gather information about<br />
the spatial orientation of the defects determines the unique<br />
EPR spectroscopy as a method of research. However, to the<br />
registered EPR signal to get useful information it is essential<br />
to make correct analyze the collected date. In this paper will<br />
present two approaches to this problem.<br />
Key words: EPR, anisotropy, g-factor<br />
1. WSTĘP<br />
Elektronowy Rezonans Paramagnetyczny/Spinowy<br />
(EPR/ESR) jest metodą spektroskopową stosowaną<br />
m.in. do badania paramagnetycznych defektów<br />
punktowych w kryształach [1 - 2]. W sprzyjających<br />
okolicznościach prowadzenie badań tą metodą<br />
umożliwia interpretację natury defektu (jego identyfikację),<br />
jak również określenie jego lokalizacji<br />
i orientacji w przestrzeni. Ta ostatnia właściwość<br />
stanowi o sile spektroskopii EPR, gdyż większość<br />
innych dostępnych metod eksperymentalnych jedynie<br />
identyfikuje defekt.<br />
Spektroskopia EPR oparta jest o zjawisko rezonansowego<br />
pochłaniania kwantów energii promieniowania<br />
elektromagnetycznego przez rozszczepiony<br />
polem magnetycznym spinowy poziom energetyczny<br />
elektronu 1 .<br />
Podstawowe dla zjawiska EPR równanie określające<br />
warunek rezonansu, który generuje rejestrowany<br />
sygnał EPR jest wyrażone wzorem:<br />
E = hν = gμ B<br />
B<br />
(1)<br />
gdzie: E to różnica energii rozseparowania spinowych<br />
poziomów energetycznych w polu magnetycznym<br />
o indukcji B, ν jest częstotliwością fali<br />
elektromagnetycznej rezonansowo dopasowanej do<br />
różnicy energii poziomów 2 , g jest parametrem proporcjonalności<br />
zwanym czynnikiem rozszczepienia<br />
spektroskopowego lub skrótowo czynnikiem g, h jest<br />
stałą Plancka, μ B<br />
jest magnetonem Bohra.<br />
Elektrodynamika kwantowa określa wartość<br />
czynnika g dla swobodnego elektronu jako równą<br />
~ 2,00232 3 . Jednak elektron związany w atomie,<br />
32<br />
1<br />
Reprezentujący paramagnetyczne centrum defektowe o spinie<br />
S=½ „zawieszone” w diamagnetycznej sieci krystalicznej materiału<br />
bazowego.<br />
2<br />
W metodzie EPR za względów technicznych/praktycznych<br />
po w szechnie stosuje się rozwiązanie, w którym częstość fali<br />
elek tromagnetycznej jest stała, a warunek rezonansowego<br />
do pasowania uzyskuje się dzięki zmianie indukcji pola<br />
magnetycznego.<br />
3<br />
Wartość czynnika g elektronu jest jedną z najlepiej wycząsteczce<br />
lub ciele stałym jest częściowo ekranowany<br />
przez sąsiednie elektrony, więc wartość ta<br />
ulega zmianie. Ponieważ zmiana ta jest uwarunkowana<br />
naturą defektu i jego najbliższego otoczenia<br />
to wartość czynnika g charakteryzuje rozpatrywane<br />
centrum magnetyczne, choć niekoniecznie jest jego<br />
unikalną/indywidualną właściwością. Dla powyższego<br />
przypadku izotropowego wartość czynnika g<br />
odczytuje się przez proste przekształcenie wzoru (1)<br />
do postaci g = hν /μ B<br />
B.<br />
W przypadku centrów defektowych zlokalizowanych<br />
w strukturze kryształu, ponieważ wiązania<br />
atomowe są kierunkowe, to ekranowanie zewnętrznego<br />
pola magnetycznego przez elektrony tworzące<br />
wiązanie nie musi być jednorodne w przestrzeni (izotropowe).<br />
Dlatego też pole magnetyczne jakie czuje<br />
badany elektron zmienia się w zależności od kierunku<br />
i tym samym do scharakteryzowania czynnika g<br />
potrzebuje się trzech parametrów (g x<br />
, g y<br />
, g z<br />
), a do<br />
pełnego opisu takiego defektu (z uwzględnieniem<br />
jego orientacji względem układu zewnętrznego) konieczne<br />
jest przedstawienie czynnika g jako tensora<br />
3 x 3 (z sześcioma niezależnymi składowymi). Tym<br />
samym proces wyznaczania czynnika g jako parametru<br />
charakteryzującego defekt ulega komplikacji.<br />
Istnieje jeszcze druga komplikacja – ze względu<br />
na fakt, że centrum magnetyczne zlokalizowane jest<br />
w strukturze sieci krystalicznej o określonej symetrii,<br />
to centrum to może mieć kilka tożsamych/równocennych<br />
orientacji w przestrzeni. Implikacją tego faktu<br />
jest zwielokrotnienie liczby linii obserwowanych<br />
w widmie EPR. Sytuacja robi się szczególnie uciążliwa<br />
w przypadku gdy osie defektu nie są skierowane<br />
wzdłuż głównych osi kryształu. Chociaż wzór (1)<br />
nadal pozostaje słuszny to wyznaczenie czynnika g<br />
w powyższych okolicznościach jest dużo trudniejsze,<br />
niż w przypadku gdy osie defektu i kryształu pokrywają<br />
się - konsekwencją czego jest konieczność<br />
zastosowania odmiennego algorytmu postępowania.<br />
W pracy przedstawione zostały dwa przykłady<br />
podejścia do powyższego problemu. Pierwszy sposób<br />
postępowania jest uniwersalny i niezależny od<br />
symetrii i kierunku orientacji osi defektu względem<br />
kryształu, drugi natomiast jest ściśle z nią związany<br />
i wynikowo nieco prostszy niezależnie od procedury,<br />
którą się zastosuje do wyliczeń, same pomiary trzeba<br />
zorganizować według podobnego schematu.<br />
• Procedura nr 1 – uniwersalna względem<br />
orientacji defektu i symetrii kryształu<br />
Aby wyznaczyć składowe tensora czynnika g<br />
centrum defektowego, kryształ należy zorientować,<br />
znaczonych wielkości fizycznych (www.physics.nist.gov).
M. Pawłowski<br />
a próbkę wyciąć wzdłuż kierunków głównych osi<br />
krystalograficznych – w niniejszej pracy będziemy<br />
je oznaczać jako X, Y, Z; natomiast x, y, z oznaczać<br />
będą osie poszukiwanego defektu (Rys. 1). Następnie<br />
należy przeprowadzić serię pomiarów obserwowanych<br />
sygnałów EPR w funkcji kąta obrotu próbki<br />
względem zewnętrznego pola magnetycznego dla<br />
każdej z trzech płaszczyzn wyznaczonych przez<br />
powierzchnie boczne próbki (tj. obrót wokół trzech<br />
wzajemnie prostopadłych osi). Kąt obrotu powinien<br />
wynieść 180 o , tak aby dla przebiegu pojedynczej<br />
linii była możliwość zaobserwowania położenia<br />
zarówno maksimum, jak i minimum sygnału EPR<br />
na skali pola magnetycznego (bez względu na punkt<br />
rozpoczęcia pomiaru). Następnie na podstawie otrzymanych<br />
widm trzeba obliczyć „lokalne” wartości<br />
czynnika g (ozn. g 1a<br />
i g 1b<br />
) korespondujące z ekstremalnymi<br />
położeniami linii sygnału EPR na skali<br />
pola magnetycznego w danej płaszczyźnie (zgodnie<br />
z podstawowym równaniem rezonansu magnetycznego<br />
g = hν/μ B<br />
B), ustalić osie symetrii zwierciadlanej<br />
danych zależności kątowych (związane z położeniem<br />
głównych osi krystalograficznych) oraz określić kąt<br />
(φ 1<br />
) oddalenia pierwszego ekstremum od pierwszej<br />
napotkanej osi krystalograficznej (Rys. 1).<br />
Rys. 2. Zależności kątowe położenia sygnału EPR podczas<br />
obrotu próbki wokół osi X (przedstawienie w układzie<br />
biegunowym).<br />
Fig. 2. Angular dependence of EPR signal position during<br />
rotation of the sample around the X axis (polar representations).<br />
Z obu wykresów wynika, że g 1a<br />
= hν/μ B<br />
B 1a<br />
i g 1b<br />
= hν / μ B<br />
B 1b<br />
.<br />
Koncentrując swą uwagę na pojedynczej linii<br />
sygnału EPR eksperymentalny przebieg zależności<br />
kątowych czynnika g w płaszczyźnie YZ (obrót o kąt<br />
φ wokół osi X od osi Y do Z) najprościej jest opisać<br />
równaniem:<br />
(2)<br />
Rys. 1. Zależności kątowe położenia sygnału EPR podczas<br />
obrotu próbki wokół osi X.<br />
Fig. 1. Angular dependence of EPR signal position during<br />
rotation of the sample around the X axis.<br />
Dla czytelniejszego przedstawienia problemu<br />
ten sam układ defektu względem osi krystalicznych<br />
można przedstawić na wykresie we współrzędnych<br />
biegunowych (Rys. 2). W takim zobrazowaniu wyraźnie<br />
widoczne jest odchylenie przekroju defektu<br />
od zaznaczonych osi kryształu (Y, Z).<br />
gdzie: g 1a<br />
i g 1b<br />
to kolejno napotkane ekstrema opisywanej<br />
zależności, a φ 1<br />
to kąt położenia pierwszego<br />
ekstremum (czyli g 1a<br />
) liczony od osi Y.<br />
Korzystając ze wzorów na różnicę kątów funkcji<br />
sinus i cosinus:<br />
sin (α - β) = sin(α) cos(β) - cos(α) sin(β) ˄ cos (α-β) =<br />
= cos(α) cos(β) + sin(α) sin(β)<br />
równanie (2) można przekształcić do postaci:<br />
2 2 2 2 2<br />
g1 gYY<br />
cos( ) gZZ<br />
sin( ) 2gYZ<br />
sin( )cos( ) (3)<br />
gdzie:<br />
2 2<br />
2 2 2<br />
gYY<br />
g1a<br />
cos( 1<br />
) g1b<br />
sin( 1<br />
)<br />
2 2 2 2 2<br />
gZZ<br />
g1a<br />
sin( 1<br />
) g1b<br />
cos( 1<br />
)<br />
2 2 2<br />
gYZ<br />
(<br />
g1a<br />
g1b<br />
)sin( 1<br />
)cos( 1<br />
)<br />
Z analizy wzoru (3) wynika, że parametry g YY<br />
,<br />
g ZZ<br />
, g YZ<br />
można też wyznaczyć odczytując ich wartości<br />
wprost z Rys 1:<br />
33
Procedury wyznaczania parametrów anizotropowego czynnika g...<br />
Analogiczny sposób postępowania należy zastosować<br />
do danych uzyskanych z zależności kątowych<br />
położenia sygnału w innych płaszczyznach (ZX<br />
i XY). Wynikowo zatem otrzymano poniższy zestaw<br />
danych, transformacji i współczynników:<br />
– w płaszczyźnie YZ:<br />
– w płaszczyźnie ZX:<br />
g 2 <br />
g 2 <br />
2<br />
2 2<br />
2<br />
g 2a<br />
cos( 2 ) g 2b<br />
sin ( 2 ) <br />
2<br />
2 2<br />
g ZZ cos( ) g XX<br />
g<br />
g<br />
g<br />
2<br />
ZZ<br />
2<br />
XX<br />
2<br />
ZX<br />
g<br />
g<br />
( g<br />
2<br />
2 a<br />
2<br />
2 a<br />
2<br />
2 a<br />
cos( <br />
sin( <br />
g<br />
2<br />
2<br />
2<br />
2b<br />
2 2<br />
sin( ) 2 g ZX sin( ) cos( )<br />
)<br />
)<br />
2<br />
2<br />
g<br />
g<br />
) sin(<br />
2<br />
2b<br />
2<br />
2b<br />
<br />
2<br />
sin( <br />
cos( <br />
2<br />
2<br />
) cos( <br />
2<br />
)<br />
)<br />
2<br />
2<br />
)<br />
Tym samym macierz ta jest kompletną reprezentacją<br />
tensora czynnika g defektu dowolnie zorientowanego<br />
względem zewnętrznego układu odniesienia.<br />
Macierz G E<br />
należy wykorzystać do wyznaczenia<br />
wartości własnych i korespondujących z nimi<br />
wektorów własnych [3], które to można następnie<br />
odpowiednio zinterpretować. Pierwiastek kwadratowy<br />
z danej wartości własnej reprezentuje wartość<br />
poszczególnych składowych czynnika g - czyli g X<br />
,<br />
g Y<br />
, g Z<br />
. Natomiast składowe stowarzyszonego wektora<br />
własnego k ij<br />
(po uwzględnieniu warunku takiego<br />
unormowania ich wartości, by suma ich kwadratów<br />
wynosiła 1, czyli np. k 11<br />
2<br />
+ k 21<br />
2<br />
+ k 31<br />
2 = 1) określają<br />
kąty jakie tworzy dana składowa czynnika g z poszczególnymi<br />
osiami krystalicznymi (np. oś defektu<br />
związana z g X<br />
jest odchylona od osi X o kąt k 11<br />
, od osi<br />
Y o kąt k 21<br />
, od osi Z o kąt k 31<br />
). Wszystkie wyznaczone<br />
wartości własne i wektory własne można zebrać<br />
razem i zapisać pod postacią macierzy G D<br />
i K (utworzonych<br />
z odpowiednich wektorów kolumnowych):<br />
– w płaszczyźnie XY:<br />
g3<br />
<br />
g3<br />
<br />
We wszystkich powyższych równaniach φ<br />
oznacza bieżący/lokalny kąt obrotu próbki w danej<br />
płaszczyźnie, natomiast wartości φ 1<br />
, φ 2<br />
, φ 3<br />
określają<br />
odległość kątową ekstremum funkcji opisującej sygnał<br />
EPR (g 1a<br />
, g 2a<br />
, g 3a<br />
) od najbliższej osi kryształu<br />
(X, Y, Z).<br />
Zauważyć należy, że parametry g XX<br />
, g YY<br />
, g ZZ<br />
można<br />
wyznaczyć na dwa sposoby (z dwóch równań otrzymanych<br />
z obrotów w dwóch różnych płaszczyznach),<br />
które teoretycznie powinny prowadzić do tych samych<br />
wartości albowiem reprezentują one tzw. pkt. zszycia,<br />
jednak na skutek eksperymentalnych niedokładności<br />
idealna zgodność może zostać nie osiągnięta i konieczne<br />
jest uśrednienie tych wartości.<br />
Obliczone jak wyżej wartości współczynników<br />
g XX<br />
, g YY<br />
, g ZZ<br />
, g XY<br />
, g YZ<br />
, g ZX<br />
(g XY<br />
= g YX<br />
, g YZ<br />
= g ZY<br />
, g ZX<br />
=<br />
g XZ<br />
), możemy zebrać i zapisać pod postacią macierzy:<br />
34<br />
2<br />
2 2<br />
2<br />
g3a<br />
cos( 3<br />
) g3b<br />
sin ( 3<br />
) <br />
2<br />
2 2<br />
2 2 2<br />
g XX cos( ) gYY<br />
cos( ) 2g<br />
XY sin( ) cos( )<br />
g<br />
g<br />
g<br />
2<br />
XX<br />
2<br />
YY<br />
2<br />
XY<br />
g<br />
g<br />
2<br />
3a<br />
2<br />
3a<br />
2<br />
3a<br />
(<br />
g<br />
cos( <br />
sin( <br />
g<br />
2<br />
3<br />
2<br />
3<br />
2<br />
3b<br />
) g<br />
) g<br />
2<br />
3b<br />
2<br />
3b<br />
)sin( <br />
sin( <br />
cos( <br />
3<br />
2<br />
3 )<br />
2<br />
3 )<br />
)cos( <br />
3<br />
)<br />
W ten sposób uzyskuje się pełną informację<br />
o orientacji defektu w sieci krystalicznej.<br />
Macierz K można jeszcze wykorzystać do sprawdzenia<br />
poprawności wyniku uzyskanego z zastosowania<br />
powyższej procedury.<br />
Po pierwsze macierz utworzona z wektorów<br />
własnych jest tożsama macierzy będącej złożeniem<br />
trzech obrotów elementarnych (wokół trzech prostopadłych<br />
osi). Tym samym można wymnożyć<br />
3 macierze elementarnych obrotów wokół kolejnych<br />
osi i przyrównać je do macierzy wektorów własnych<br />
K. W ten sposób poznamy wartości kątów o jakie<br />
należy obrócić macierz diagonalną G D<br />
, aby uzyskać<br />
jej pierwotny/eksperymentalny charakter reprezentowany<br />
przez macierz G E<br />
.<br />
Macierze elementarnych obrotów wokół wybranej<br />
osi (X, Y, Z) o zadany kąt (odpowiednio α, β,<br />
γ) mają postać:
M. Pawłowski<br />
– obrót wokół osi X<br />
– obrót wokół osi Y<br />
– obrót wokół osi Z<br />
Przy założeniu, że obrotu dokonuje się kolejno<br />
wokół osi X, Y, Z iloczyn trzech kolejnych macierzy<br />
obrotów elementarnych (α X<br />
· β Y<br />
· γ Z<br />
) doprowadzi do<br />
macierzy postaci:<br />
Tak więc chcąc wyznaczyć macierz G E<br />
powstałą<br />
po obrocie macierzy G D<br />
, kolejno wokół osi X, Y i Z<br />
odpowiednio o kąt α, β, γ, należy wykonać działanie:<br />
γ Z<br />
T<br />
· β Y<br />
T<br />
· α X<br />
T<br />
· G D<br />
· α X<br />
· β Y<br />
· γ Z<br />
, gdy całkowity obrót<br />
zapisze się jako α X<br />
· β Y<br />
· γ Z<br />
= O, to całe przekształcenie<br />
zapisze się skrótowo nastsępująco:<br />
G E<br />
= O T · G D<br />
· O.<br />
Mając zatem z jednej strony macierz obrotów<br />
O, a z drugiej macierz wektorów własnych K<br />
utworzony ch z kosinusów kierunkowych i wiedząc<br />
o ich tożsamości (O = K), można przyrównać ich<br />
odpowiednie elementy składowe tak, aby uzyskać<br />
informację o kątach obrotu (α, β, γ) wokół poszczególnych<br />
osi (X, Y, Z).<br />
I tak np.<br />
k 13<br />
= - sinβ, a zatem β = arcsin(-k 13<br />
),<br />
a następnie k 23<br />
= sinαcosβ,<br />
więc α = arcsin(k 23<br />
/cosβ),<br />
i ostatecznie k 12<br />
= cosβsinγ, więc γ = arcsin(k 12<br />
/cosβ).<br />
Użyteczność kątów (α, β, γ) wynika z możliwości<br />
ich zastosowania do obrócenia macierzy diagonalnej<br />
G D<br />
, aby móc dokonać sprawdzenia poprawności<br />
wyznaczonych parametrów poprzez ich porównanie<br />
z wartościami zanotowanymi w eksperymencie opisanymi<br />
poprzez macierz G E<br />
.<br />
W pierwszej części tej analizy wykazano możliwość<br />
przejścia od wyników rzeczywistego eksperymentu<br />
do parametrów opisujących defekt (czyli od<br />
G E<br />
do G D<br />
i K), a w drugiej wskazuje się na możliwość<br />
przeprowadzenia analizy w odwrotnym kierunku tj.<br />
mając tylko informację o parametrach defektu można<br />
odtworzyć wynik eksperymentu w celu sprawdzenia<br />
poprawności otrzymanego wyniku (czyli od G D<br />
i K<br />
do G E<br />
).<br />
Istnieje jeszcze druga korzyść, która pozwala<br />
na uniwersalne wykorzystanie tej procedury do<br />
symulacji alternatywnych przebiegów zależności<br />
sygnału EPR w funkcji kąta obrotu próbki. Tzn.<br />
można dowolnie obracać defekt względem struktury<br />
krystalicznej i badać jakie ma to konsekwencje na<br />
przebieg zależności kątowych sygnałów EPR w wybranej<br />
płaszczyźnie pomiarowej. Aby zrealizować<br />
to zadanie należy dokonać mnożenia macierzy G D<br />
przez cosinusy kierunkowe, określone przez kąty<br />
(φ X<br />
, φ Y<br />
, φ Z<br />
), jakie w czasie symulowanego pomiaru<br />
utworzy kierunek pola magnetycznego względem<br />
trzech osi kryształu (X, Y, Z). Działanie to pozwala<br />
wyliczyć wartość czynnika g przy dowolnej orientacji<br />
przestrzennej, a tym samym odtworzyć eksperymentalne<br />
zależności wartości czynnika g od kąta<br />
w wybranej płaszczyźnie.<br />
2 2 2<br />
g<br />
<br />
XX g XY gZY<br />
<br />
cos(<br />
X ) <br />
2<br />
<br />
2 2 2<br />
g cos( ( <br />
g g g <br />
<br />
X ) cos( Y<br />
) cos( Z<br />
) XY YY YZ<br />
<br />
<br />
cos( Y<br />
)<br />
<br />
2 2 2<br />
g g g <br />
cos( Z<br />
) <br />
ZY YZ ZZ<br />
<br />
<br />
<br />
Wykonanie tego działania prowadzi do równania:<br />
g 2 = g 2 xx cos(φ x )2 + g 2 yy cos(φ y )2 + g 2 zz cos(φ z )2 +<br />
+ 2g 2 xy cos(φ x ) cos(φ y ) + 2g2 yz cos(φ y )cos(φ z ) +<br />
+ 2g 2 zy cos(φ z ) cos(φ x )<br />
Postać ogólna powyższego wzoru jest mało<br />
czytelna, ale np. chcąc określić wartości g 1<br />
podczas<br />
obrotu o kąt φ wokół osi X (od osi Y do Z) należy<br />
wykonać uproszczone działanie:<br />
2 2 2<br />
g g g <br />
XX XY ZY<br />
<br />
0<br />
<br />
1 2 2 2<br />
g 2 0<br />
cos( ) sin ( ) <br />
g<br />
XY gYY<br />
g <br />
YZ <br />
<br />
cos( )<br />
<br />
<br />
<br />
<br />
2 2 2<br />
g g g sin(<br />
)<br />
ZY YZ ZZ <br />
<br />
<br />
2 2 2 2 2<br />
gYY<br />
cos( ) gZZ<br />
sin( ) 2gYZ<br />
sin( )cos( )<br />
W powyższym równaniu wyrażenie |cos(φ X<br />
)<br />
cos(φ Z<br />
) cos(φ Z<br />
)| można było zastąpić wyrażeniem<br />
|0 cos(φ) sin(φ)|, ponieważ kosinusy kierunkowe<br />
związane są relacją:<br />
cos(φ X<br />
) 2 + cos(φ Y<br />
) 2 + cos(φ Z<br />
) 2 = 1, a gdy φ X = 0, to φ Z<br />
= 90-φ Y<br />
, więc cos(φ Z<br />
) = sin(φ Y<br />
).<br />
Alternatywnie można też wyrazić cosinusy kierunkowe<br />
za pomocą współrzędnych sferycznych - wtedy<br />
cos(φ X<br />
) = sin(Θ)cos(Φ), cos(φ Y<br />
) = sin(Θ)sin(Φ),<br />
cos(φ Z<br />
) = cos(Θ) (Θ to kąt między osią Z a wektorem<br />
jednostkowym związanym z kierunkiem pola magnetycznego,<br />
Φ to kąt między osią X układu a rzutem<br />
wektora jednostkowego na płaszczyznę XY):<br />
35
Procedury wyznaczania parametrów anizotropowego czynnika g...<br />
g 2 = g 2 xx sin(Θ)2 cos(Φ) 2 + g 2 sin yy (Θ)2 sin(Φ) 2 + g 2 zz cos(Θ)2 +<br />
+ 2g 2 xy sin(Θ)2 sin(Φ) cos(Φ) + 2g 2 sin(Θ) cos(Θ) sin(Φ) +<br />
yz<br />
+ 2g 2 sin(Θ) cos(Θ) cos (Φ)<br />
zx<br />
To drugie ogólne rozwiązanie uprości się również<br />
w przypadku śledzenia zależności gdy Φ lub Θ = 0<br />
lub 90 o .<br />
36<br />
g 2 = g 2 xx cos(Φ)2 + g 2 yy sin(Φ)2 + 2g 2 sin(Φ) cos(Φ)<br />
xy<br />
g 2 = g 2 yy cos(Θ)2 + g 2 zz sin(Θ)2 + 2g 2 sin(Θ) cos(Θ)<br />
yz<br />
g 2 = g 2 zz cos(Θ)2 + g 2 xx sin(Θ)2 + 2g 2 sin(Θ) cos(Θ)<br />
zx<br />
(Wyniki podano odpowiednio dla płaszczyzny<br />
obrotu XY, YZ, ZX).<br />
Reasumując - korzystając z powyższych wyników<br />
można przejść drogę od eksperymentu do wyznaczenia<br />
parametrów opisujących defekt, sprawdzenia<br />
ich poprawności z dokonanym pomiarem, a także<br />
wykonać symulację położenia linii sygnału EPR<br />
przy dowolnej orientacji defektu względem struktury<br />
kryształu – co świadczy o uniwersalności tej metody.<br />
Opisana powyżej procedura wyznaczania składowych<br />
tensora czynnika g choć uniwersalna jest<br />
jednak dość pracochłonna. dlatego warto rozważyć,<br />
czy istnieją przypadki, w których można by wykorzystać<br />
jakieś własności układu do sprawniejszego<br />
wyznaczania parametrów opisujących defekt paramagnetyczny<br />
w sieci krystalicznej.<br />
• Procedura nr 2 – wykorzystująca symetrię<br />
kryształu<br />
Jak już wspomniano na wstępie, drugi sposób podejścia<br />
do problemu jest ściśle związany z symetrią<br />
badanego kryształu. Oznacza to, że chcąc osiągnąć<br />
prostotę rozważań należy ograniczyć uniwersalność<br />
metody prowadząc rozważania dla wybranej arbitralnie<br />
symetrii kryształu. W prezentowanym przypadku<br />
będzie się prowadzić analizę koncentrując się na<br />
kryształach o symetrii heksagonalnej (np. 6H-SIC).<br />
Taka symetria kryształu implikuje obecność sześciokrotnej<br />
osi obrotu, co oznacza, że jeżeli w krysztale<br />
tym zlokalizowany jest jakikolwiek anizotropowy<br />
defekt punktowy odchylony od głównej osi kryształu,<br />
to na skutek obecności symetrii będzie miał on 6 tożsamych<br />
fizycznie położeń w objętości kryształu. Z tej<br />
przyczyny będzie można spodziewać się w widmie<br />
EPR sześciu linii sygnału od pojedynczego defektu.<br />
Tak jak w poprzedniej procedurze, tak i tu, aby<br />
poznać wszystkie składowe czynnika g konieczny<br />
jest obrót kryształu w trzech wzajemnie prostopadłych<br />
płaszczyznach. W procedurze tej konieczne<br />
jest by płaszczyzny obrotu kryształu pokrywały się<br />
z podstawowymi płaszczyznami sieci krystalicznej<br />
(o niskich wskaźnikach hkl), wtedy ze względu na<br />
istniejące symetrie obraz zależności kątowych częściowo<br />
się upraszcza, tzn. zamiast spodziewanych<br />
6 linii sygnału EPR rejestruje się obecność tylko<br />
trzech lub czterech. Oczywiście tak naprawdę nadal<br />
obecnych jest 6 linii, ale część z nich ma identyczny<br />
przebieg zależności kątowych i o ich realnej obecności<br />
może świadczyć tylko zwiększona amplituda<br />
sygnału. ewentualnie w przypadku obrotu próbki<br />
nie wokół głównej osi kryształu (co się zdarza gdy<br />
kryształ jest nieodpowiednio umocowany) widzi<br />
się wszystkie 6 linii, ale poza uwidocznieniem ich<br />
realnej obecności, przypadek taki jest trudniejszy do<br />
interpretacji, w związku z czym nie ma praktycznego<br />
zastosowania/wykorzystania.<br />
Dla zarejestrowanych w każdej z płaszczyzn<br />
zależności położenia sygnału od kąta obrotu, wybiera<br />
się wycinek z zakresu od 0 o do 90 o rozpięty<br />
pomiędzy osiami krystalicznymi i umieszcza się je<br />
jeden za drugim (w ustalonej kolejności) na jednym<br />
zbiorczym wykresie.<br />
Poniżej pokazano ilustrację zmian zależności<br />
kątowych sygnału EPR dla przypadku odchyłu osi<br />
z defektu od osi z kryształu o kąt α = 0 o , 30 o , 60 o<br />
i 90 o , gdy g X<br />
= 2, g Y<br />
= 3, g Z<br />
= 4. W omawianym<br />
przypadku obrotu dokonano wokół osi X defektu<br />
co oznacza, że oś z defektu leży w płaszczyźnie<br />
YZ kryształu. Wykresy poszczególnych zależności<br />
kątowych ustawiono w kolejności YZ, ZX, XY.<br />
Analizując powyższe wykresy można poczynić<br />
kilka spostrzeżeń, które posłużą w dalszej części<br />
rozważań, do łatwiejszego interpretowania rejestrowanych<br />
zależności kątowych, w celu sprawnego<br />
odczytywania z nich wartości czynnika g i kąta<br />
odchyłu osi defektu od osi kryształu.<br />
Po pierwsze można zaobserwować, że w płaszczyźnie<br />
YZ, w której to leży oś z defektu, obserwuje<br />
się 4 linie (nie licząc przypadku gdy kąt odchyłu<br />
α = 0 lub 90 o ), a w pozostałych płaszczyznach<br />
tylko 3. Obserwacja ta pozwala już na wstępie<br />
stwierdzić (mając jedynie surowe dane pomiarowe)<br />
w jakiej płaszczyźnie leży oś defektu w badanym<br />
przypadku.<br />
Aby dokonać kolejnego kroku interpretacji należy<br />
zgrupować obserwowane linie w dwie podgrupy (na<br />
Rys. 4 zaznaczone odpowiednio linią czerwoną i niebieską).<br />
Do pierwszej z nich będą należały linie związane<br />
z defektem, który leży bezpośrednio w płaszczyźnie<br />
obrotu. Do drugiej podgrupy będą należały<br />
linie związane z defektem odchylonym o stały kąt od<br />
płaszczyzny obrotu na skutek istnienia równoważnych<br />
położeń tegoż defektu (wynikłych z symetrii kryształu).<br />
Aby rozróżnić, która linia należy do której grupy,<br />
należy zbadać jej ciągłość na styku trzech różnych<br />
płaszczyzn tzn. linia przechodząc np. z płaszczyzny
M. Pawłowski<br />
(a) α = 0 o<br />
(b) α = 30 o<br />
(c) α = 60 o<br />
(d) α = 90 o<br />
Rys. 3. Zależności kątowe położenia sygnału EPR w przypadku anizotropowego czynnika g, którego jedna z osi jest<br />
odchylona od osi Z kryształu o kąt α.<br />
Fig. 3. Angular dependence of EPR signal position for anisotropic g-factor which one of the axis is inclined from the<br />
axis of the crystal by an angle α.<br />
YZ do ZX (czyli na osi Z kryształu) powinna mieć ta<br />
samą wartość. Należy zadbać, aby wszystkie punkty<br />
zszycia były jednoznacznie określone. Jednocześnie<br />
należy zwrócić uwagę, czy po dokonaniu całego<br />
przejścia wartość ta się konsekwentnie odtwarza tzn.<br />
przekonać się czy następuje zszycie w punkcie leżącym<br />
na osi Y (tj. przy przejściu z płaszczyzny XY do<br />
YZ, które leżą na skraju Rys. 4).<br />
Rys. 4. Zależności kątowe położenia sygnału EPR w przypadku<br />
anizotropowego czynnika g, którego jedna z osi jest<br />
odchylona od osi Z kryształu o kąt α = 30 o .<br />
Fig. 3. Angular dependence of EPR signal position for<br />
anisotropic g-factor which one of the axis is inclined from<br />
the axis of the crystal by an angle α = 30 o .<br />
Dalszą analizę należy przeprowadzać jedynie na<br />
liniach z pierwszej podgrupy, gdyż dla nich będzie<br />
to możliwość zastosowania uproszczonych wzorów<br />
opisujących zależności kątowe położenia sygnału.<br />
A zatem mierząc ekstrema (maksimum i minimum)<br />
linii pierwszej podgrupy w płaszczyźnie YZ możemy<br />
określić wartości czynnika g dla osi Y i z defektu,<br />
jednocześnie można podać kąt odchyłu osi z defektu<br />
od osi z kryształu mierząc kąt α o jaki oddalone są<br />
te ekstrema od osi kryształu. W takim przypadku<br />
może powstać niejasność, która z wartości ekstremum<br />
(maksymalna czy minimalna) odpowiada której<br />
wartości czynnika g i czy zatem kąt odchyłu wynosi<br />
α czy 90-α, mamy więc dwa warianty postępowania<br />
w tej sytuacji, których użyteczność zależy od różnicy<br />
w wartościach poszczególnych składowych czynnika<br />
g. Standardowo/zasadniczo zakłada się że wartość<br />
składowej z czynnika g jest bardziej wyróżniona<br />
względem składowych X i Y. więc przyjmuje się<br />
wartość najbardziej skrajną/ekstremalną z obecnych<br />
we wszystkich płaszczyznach. natomiast jeśli brak<br />
jest ewidentnej różnicy w składowych czynnika g<br />
pozwalających jednoznacznie wyróżnić oś z defektu,<br />
to jako rozstrzygnięcie tej kwestii należy przyjąć<br />
kąt mniejszy od 45 o , licząc od osi z kryształu, i ar-<br />
37
Streszczenia artykułów pracowników <strong>ITME</strong><br />
bitralnie przypisać go jednemu z ekstremów (np.<br />
maksimum) jako wartość składowej z czynnika g.<br />
W ten sposób z analizy przebiegu linii podgrupy<br />
pierwszej w płaszczyźnie YZ można ustalić wartość<br />
g Y<br />
, g Z<br />
oraz kąt odchyłu α osi z defektu od osi<br />
Z kryształu. Ostatnim parametrem niezbędnym do<br />
pełnego opisu czynnika g defektu jest składowa g X<br />
,<br />
którą to można bezpośrednio odczytać z wykresu<br />
zależności kątowych linii podgrupy pierwszej jako<br />
wartość tych linii na osi X, czyli w punkcie zszycia/<br />
styku płaszczyzn ZX i XY kryształu (jej wartość nie<br />
uległa zmianie albowiem wokół tej osi dokonywał<br />
się obrót defektu).<br />
Reasumując przebieg linii EPR przynależnych do<br />
podgrupy pierwszej, w kolejnych obszarach rysunku<br />
można opisać je za pomocą następujących wzorów:<br />
– dla płaszczyzn (YZ):<br />
g <br />
– dla płaszczyzn (ZX):<br />
gdzie:<br />
g <br />
gz'<br />
<br />
– dla płaszczyzn (XY):<br />
2 2<br />
2 2<br />
g y cos ( <br />
) gz<br />
sin ( <br />
)<br />
2 2 2 2<br />
gz<br />
' cos ( ) g x sin ( )<br />
2 2 2 2<br />
gz<br />
cos ( ) g y sin ( )<br />
odchyłu defektu od płaszczyzny obrotu. Aby uzyskać<br />
pewność, że rozważania nasze są kompletne i spójne,<br />
należy do wszystkich obserwowanych linii zastosować<br />
pełną procedurę opisaną na początku artykułu.<br />
W przypadku kiedy dysponuje się już konkretnymi<br />
wartościami opisującymi defekt, takie sprawdzenie<br />
jest dużo prostsze i zasadniczo tylko formalne, choć<br />
jednocześnie umożliwia ono zasymulowanie przebiegu<br />
wszystkich obserwowanych linii EPR.<br />
PODSUMOWANIE<br />
W niniejszej pracy przedstawiono dwa sposoby<br />
zanalizowania widm EPR utworzonych z linii opisujących<br />
zmienność położenia sygnału EPR na skali<br />
pola magnetycznego podczas obrotu próbki. Pierwsza<br />
z tych procedur jest uniwersalna względem symetrii<br />
badanego kryształu, jednak do jej realizacji potrzebne<br />
jest kilkuetapowe działanie z licznymi krokami przekształceń<br />
matematycznych, co czyni ją trudniejszą<br />
w zastosowaniu. Druga z przedstawionych procedur<br />
wychodzi od własności, które niesie ze sobą konkretna<br />
symetria kryształu. Wstępna ich analiza pozwala na<br />
wyprowadzenie prostych wzorów i odczytanie poszukiwanych<br />
parametrów wprost z wykresów, co czyni<br />
tą procedurę dużo efektywniejszą czasowo.<br />
gdzie:<br />
g <br />
2 2 2 2<br />
g x cos ( ) g y'<br />
sin ( )<br />
LITERATURA<br />
g y <br />
2 2 2 2<br />
g y cos ( ) gz<br />
sin ( )<br />
Na podstawie opisanej wyżej uproszczonej analizy<br />
nie można jednak nic powiedzieć na temat linii<br />
z podgrupy drugiej, a to na skutek wspomnianego już<br />
[1] Orton J. W.: Electron Paramagnetic Resonance, London<br />
ILIFFE Books LTD (1968)<br />
[2] Poole Ch. P.: Electron Spin Resonance, J. Wiley &<br />
Sons, Inc (1967)<br />
[3] Warmus M.: Wektory i macierze, PWN (1981)<br />
STRESZCZENIA ARTYKUŁÓW PRACOWNIKÓW <strong>ITME</strong><br />
Assessment of gadolinium calcium oxoborate<br />
(GdCOB) for laser applications<br />
Bajor Andrzej L. 1 , Kisielewski Jarosław 1 , Kłos<br />
Andrzej 1 , Kopczyński K. 2 Łukasiewicz Tadeusz 1 ,<br />
Mierczyk J. 2 , Młyńczak J. 2<br />
1<br />
Institute of Electronic Materials Technology, ul. Wólczyńska<br />
133, 01-919 Warszawa, Poland<br />
2<br />
Institute of Optoelectronics, Military University of<br />
Technology, ul. Kaliskiego 2, 00-908 Warszawa, Poland<br />
Opto-Electronics Review, 19, 4, 2011, 439-448<br />
Increasing demand for growing high quality laser<br />
crystals puts a question about their most important<br />
parameters that one should concentrate on to get<br />
a desired product which will exhibit best properties<br />
in practical use. And by no means, this is a simple<br />
question. Apart of the usual lasing properties associated<br />
with a special dopant in the host material<br />
itself, one needs to consider another two lasing phenomena,<br />
namely second (SHG) and higher harmonic<br />
generation, and self-frequency doubling (SFD). Not<br />
necessarily all of these three can meet altogether in<br />
the same host material to yield in its best appearance<br />
in every case. We have made a review of basic<br />
properties of gadolinium oxoborate GdCa 4<br />
O(BO 3<br />
) 3<br />
(GdCOB) crystal and came to the conclusion that,<br />
38
Streszczenia artykułów pracowników <strong>ITME</strong><br />
currently, as a host material this is probably the best<br />
in all of its lasing applications. Although GdCOB has<br />
low thermal conductivity, which requires a suitable<br />
cooling, on the other hand it has got small thermo-<br />
-optic coefficients which govern good operation in<br />
SHG and SFD experiments. Two inch dia. Nd-doped<br />
crystals were grown by the Czochralski technique.<br />
Since a large discrepancy in the literature exists on<br />
exact values of nonlinear coefficients, one is never<br />
sure about this whether theoretically predicted phase-matching<br />
angles (PMA) are those that are really<br />
optimal. Besides, none has yet measured the values<br />
of nonlinear coefficients as a function of doping<br />
concentration. Therefore we have not decided to cut<br />
numerous differently oriented samples for generation<br />
of different wavelengths in SHG and SFD, but rather<br />
tried to generate different wavelengths from the same<br />
samples. We have also not paid special attention to<br />
get highest possible conversion efficiencies. However,<br />
we have concentrated our attention on potential<br />
use of the core region in laser technique. Unlike in<br />
YAG crystals, when the core is by all means a parasitic<br />
structure, we discovered that the core region in<br />
GdCOB, that majority of investigators are even not<br />
aware of its presence in the crystal, can be also useful<br />
in laser technique. According to our best knowledge,<br />
a SHG of red light in this work is the second reported<br />
case in the world-wide literature.<br />
Influence of chemical composition of liquid<br />
phase and growth process on physical properties<br />
of Bi 2<br />
Se 3<br />
, Bi 2<br />
Te 3<br />
and Bi 2<br />
Te 2<br />
Se compounds<br />
Hruban Andrzej 1 , Materna Andrzej 1 , Dalecki Wojciech<br />
1 , Strzelecka Stanisława 1 , Piersa Morosław 1 ,<br />
Jurkiewicz-Wegner Elżbieta 1 , Diduszko Ryszard 1 ,<br />
Romaniec Magdalena 1 , Orłowski Wacław 1<br />
1<br />
Institute of Electronic Materials Technology, ul. Wólczyńska<br />
133, 01-919 Warszawa, Poland<br />
Acta Physica Polonica A, 120, 5, 2011, 950-953<br />
We studied synthesis and crystal growth of<br />
Bi 2<br />
Te 3<br />
, Bi 2<br />
Se 3<br />
and Bi 2<br />
Te 2<br />
Se compounds by means of<br />
vertical Bridgman method. Crystals were grown from<br />
stoichiometric melts and under different molar ratio<br />
of Bi:Te, Bi:Se or Bi:Te:Se. The obtained crystals<br />
were characterized by X-ray diffraction analysis,<br />
energy dispersive X-ray spectroscopy, scanning<br />
electron microscopy, atomic force microscopy, and<br />
the Hall effect measurements. Some of the samples<br />
demonstrated insulating bulk behavior, by means of<br />
resistivity versus temperature measurements.<br />
New conductive thick-film paste based on<br />
silver nanopowder for high power and high<br />
temperature applications<br />
Jakubowska Małgorzata 1,2 , Jarosz Mateusz 1,2 , Kiełbasiński<br />
Konrad 1,3 , Młożniak Anna 1<br />
1<br />
Institute of Electronic Materials Technology, ul. Wólczyńska<br />
133, 01-919 Warszawa, Poland<br />
2<br />
Faculty of Mechatronics, Warsaw University of Technology,<br />
ul. Św. Andrzeja Boboli 8, 02-525 Warszawa, Poland<br />
3<br />
Institute of Microelectronic and Optoelectronic, Warsaw<br />
University of Technology, ul. Koszykowa 75, 00-862<br />
Warszawa, Poland<br />
Microelectronics Reliability, 51, 7, 2011, 1235-1240<br />
A new thick-film material for screen-printing<br />
technology, based on nanoscale silver powders with<br />
the particle size distribution 5-55 nm is presented.<br />
Silver nanopowder used for paste preparation was<br />
elaborated by the authors. The compatibility of investigated<br />
paste was proven with alumina, silicon,<br />
Kapton foil and glass. The main advantage of this<br />
paste is sinterability at much lower temperatures<br />
(around 300°C) compared to pastes obtained from<br />
micro-powders (650-850°C). The thicknesses of<br />
obtained layers are 2-3 μm. The elaborated layers<br />
are dense and well sintered, exhibit good adhesion<br />
to all above mentioned substrates and low resistivity<br />
as well as very good resistance to high power and<br />
elevated temperatures. The results of loading the<br />
layers deposited on alumina substrates with high<br />
current and exposed to high temperature are presented<br />
as well.<br />
Discontinuous character of the damage build-<br />
-up in the elastic collision regime<br />
Jagielski Jacek 1,2 , Thomé L. 3<br />
1<br />
Institute of Electronic Materials Technology, ul. Wólczyńska<br />
133, 01-919 Warszawa, Poland<br />
2<br />
Andrzej Soltan Institute of Nuclear Studies, 05-400<br />
Swierk/Otwock, Poland<br />
3<br />
Centre de Spectrométrie Nucléaire et de Spectrométrie de<br />
Masse, CNRS-IN2P3, Université Paris Sud, 91405 Orsay,<br />
France<br />
Radiation Effects and Defects in Solids, 166, 5, 2011,<br />
367-372<br />
Damage accumulation in irradiated solids reveals<br />
a complex character which contains essential<br />
information about the mechanisms governing the<br />
formation of defects and their transformations. A detailed<br />
discussion of the different types of damage<br />
build-up is presented, which clearly emphasizes the<br />
discontinuous character of the damage accumulation<br />
in the elastic collision regime. The paper discusses<br />
the advantages and drawbacks of existing models,<br />
compares them with experimental damage accumulation<br />
results and proposes an alternative description<br />
39
Streszczenia artykułów pracowników <strong>ITME</strong><br />
based on the discontinuous character of the damage<br />
build-ups.<br />
Soft magnetic amorphous Fe-Zr-Si(Cu) boron-<br />
-free alloys<br />
Kopcewicz Michał 1 , Grabias Agnieszka 1 , Latuch J. 2 ,<br />
Kowalczyk M. 2<br />
1<br />
Institute of Electronic Materials Technology, ul. Wólczyńska<br />
133, 01-919 Warszawa, Poland<br />
2<br />
Faculty of Materials Science and Engineering, Warsaw<br />
University of Technology, Wołoska 141, 02-507 Warszawa,<br />
Poland<br />
Materials Chemistry and Physics, 126, 3, 2011, 669-675<br />
Amorphous Fe 80<br />
Zr x<br />
Si 20-x-y<br />
Cu y<br />
boron-free alloys, in<br />
which boron was completely replaced by silicon as<br />
a glass forming element, have been prepared in the<br />
form of ribbons by using the melt quenching technique.<br />
X-ray diffraction and Mössbauer spectroscopy<br />
measurements revealed that the as-quenched ribbons<br />
with the compositions with x = 6-10 at.% and y = 0,<br />
1 at.% are fully or predominantly amorphous. Differential<br />
scanning calorimetry (DSC) measurements<br />
allowed the estimation of crystallization temperatures<br />
of the amorphous alloys. Soft magnetic properties<br />
have been studied by the specialized rf-Mössbauer<br />
technique. Since the rf-collapse effect observed is<br />
very sensitive to the local anisotropy fields it was possible<br />
to evaluate the soft magnetic properties of the<br />
amorphous alloys studied. The rf-Mössbauer studies<br />
were accompanied by conventional measurements of<br />
hysteresis loops from which the magnetization and<br />
coercive fields were estimated. It was found that<br />
amorphous Fe-Zr-Si(Cu) alloys are magnetically<br />
very soft, comparable with those of the conventional<br />
amorphous B-containing Fe-based alloys.<br />
Graphene epitaxy by chemical vapor deposition<br />
on SiC<br />
Strupiński Włodzimierz, Grodecki Kacper 1,2 , Wysmołek<br />
A 2 , Stępniewski R. 2 , Szkopek T. 3 , Gaskell P.E. 3 ,<br />
Grüneis A. 4,5 , Haberer D. 4 , Bożek R. 2 , Krupka J. 6 ,<br />
Baranowski J.M. 1,2<br />
1<br />
Institute of Electronic Materials Technology, ul. Wólczyńska<br />
133, 01-919 Warszawa, Poland<br />
2<br />
Faculty of Physics, University of Warsaw, ul. Hoża 69,<br />
00-681 Warszawa, Poland<br />
3<br />
Department of Electrical and Computer Engineering, McGill<br />
University, 3480 University Street, Montreal, H3A-2A7,<br />
Canada<br />
4<br />
IFW Dresden, P.O. Box 270116, D-01171 Dresden,<br />
Germany<br />
5<br />
University of Vienna, Strudlhofgasse 4, 1090 Wien, Austria<br />
6<br />
Institute of Microelectronics and Optoelectronics, Warsaw<br />
University of Technology, ul. Koszykowa 75, 00-662<br />
Warszawa, Poland<br />
Nano Letters, 11, 4, 2011, 1786-1791<br />
We demonstrate the growth of high quality graphene<br />
layers by chemical vapor deposition (CVD) on insulating<br />
and conductive SiC substrates. This method provides<br />
key advantages over the well-developed epitaxial<br />
graphene growth by Si sublimation that has been known<br />
for decades.(1)CVD growth is much less sensitive to<br />
SiC surface defects resulting in high electron mobilities<br />
of ~1800 cm 2 /(V s) and enables the controlled synthesis<br />
of a determined number of graphene layers with a<br />
defined doping level. The high quality of graphene is<br />
evidenced by a unique combination of angle-resolved<br />
photoemission spectroscopy, Raman spectroscopy,<br />
transport measurements, scanning tunneling microscopy<br />
and ellipsometry. Our measurements indicate that CVD<br />
grown graphene is under less compressive strain than its<br />
epitaxial counterpart and confirms the existence of an<br />
electronic energy band gap. These features are essential<br />
for future applications of graphene electronics based on<br />
wafer scale graphene growth.<br />
Determination of mass density, dielectric,<br />
elastic, and piezoelectric constants of bulk<br />
GaN crystal<br />
Soluch Waldemar 1 , Brzozowski Ernest 1 , Łysakowska,<br />
Magdalena1, Sadura Jolanta 1<br />
1<br />
Institute of Electronic Materials Technology, ul. Wólczyńska<br />
133, 01-919 Warszawa, Poland<br />
IEEE Transactions on Ultraconics, Ferroelectrics, and<br />
Frequency Control, 58, 11, 2011, 2469-2474<br />
Mass density, dielectric, elastic, and piezoelectric<br />
constants of bulk GaN crystal were determined. Mass<br />
density was obtained from the measured ratio of mass<br />
to volume of a cuboid. The dielectric constants were<br />
determined from the measured capacitances of an interdigital<br />
transducer (IDT) deposited on a Z-cut plate<br />
and from a parallel plate capacitor fabricated from<br />
this plate. The elastic and piezoelectric constants were<br />
determined by comparing the measured and calculated<br />
SAW velocities and electromechanical coupling coefficients<br />
on the Z- and X-cut plates. The following new<br />
constants were obtained: mass density ρ = 5986 kg/m 3 ;<br />
relative dielectric constants (at constant strain S) ε S / 11<br />
ε0 = 8.6 and ε S /ε0 = 10.5, where ε0 is a dielectric<br />
33<br />
constant of free space; elastic constants (at constant<br />
electric field E) C E = 49.7, 11 CE = 128.1, 12 CE = 129.4,<br />
13<br />
C E = 30.3, and 33 CE = 6.5 GPa; and piezoelectric<br />
44<br />
constants e33 = 0.84, e31 = -0.47, and e15 = -0.41 C/m 2 .<br />
40