Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Литературный обзор
Введение 12
Собственные дефекты решетки в соединениях II-IV-V2 15
Радиационные дефекты в соединениях II-IV-V2 18
Глава 2. Методика эксперимента
Введение 24
Подготовка, обработка и облучение образцов протонами 25
Обработка экспериментальных данных 27
Изохронный отжиг облученного материала 31
Глава 3. Радиационные дефекты в диарсенидах цинка -олова (ZnSnAs2), -ГЕРМАНИЯ (ZnGeAs2), -кремния (ZnSiAs2)
Введение 32
Диарсенид цинка-олова (ZnSnAs2) 32
Диарсенид цинка-германия (ZnGeAs2) 36
Диарсенид цинка-кремния (ZnSiAs2) 42
Заключение по главе 3 47
Глава 4. Радиационные дефекты в диарсенидах кадмия - олова (CdSnAs2), -германия (CdGeAs2), -кремния (CdSiAs2)
Введение 48
Диарсенид кадмия-олова (CdSnAs2) 48
Диарсенид кадмия-германия (CdGeAs2) 54
Диарсенид кадмия-кремния (CdSiAs2) 57
Заключение по главе 4 63
Глава 5. Анализ экспериментальных данных
Введение 64
5.1. Закрепление уровня Ферми при облучении 64
5.1.1. Бинарные III-V и тройные II-IV-V2 аналоги 65
5.1.2. Дефекты решетки в тройных соединениях II-IV-V2 67
5.1.3. Средняя энергия гибридной связи в соединениях H-IV-V2 69
5.1.4. "Нейтральная" точка кристалла 71
5.2. Радиационное модифицирование и предельный уровень легирования химическими примесями соединений (Zn, Cd)-(Sn, Ge, Si)-As2 77
Основные результаты и выводы 81
Заключение 83
Список литературы 86
- Собственные дефекты решетки в соединениях II-IV-V2
- Обработка экспериментальных данных
- Диарсенид цинка-германия (ZnGeAs2)
- Диарсенид кадмия-германия (CdGeAs2)
Введение к работе
Тройные алмазоподобные полупроводники II-iV-V2 являются ближайшими электронными и кристаллохимическими аналогами широко используемых в микро-и оптоэлектронике бинарных соединений группы III-V. Это одноосные оптические кристаллы преимущественно халькопиритной кристаллохимической фазы, что делает их перспективными для применения в нелинейной оптике. Кристаллическая структура тройных алмазоподобных полупроводников группы 11-ГУ-У2 является производной от их бинарных аналогов, поскольку тройные соединения "получают" из бинарных методом "прямых" и "перекрестных" замещений элементов III группы элементами II и IV групп периодической таблицы Д.И. Менделеева. В целом тройные полупроводники являются более сложными представителями алмазоподобных кристаллов в изоэлектронном ряду IV—>III-V—»II-IV-V2. Изменение кристаллической структуры при переходе от структуры цинковой обманки (ZnS) к структуре халькопирита можно показать на рис. 1.1 (а, Ь). Поскольку тройные полупроводники II-iV-V2 являются двух катионными соединениями, то кроме упорядочения анион^ - катион для них имеется возможность упорядочения катионов II и IV групп относительно друг друга (структура халькопирита). Решетку халькопирита можно рассматривать как удвоенную по направлению оси с решетку сфалерита с тетрагональным искажением г — (2 - с/а), которое является мерой энергии упорядочения атомов в катионной подрешетке халькопирита. При этом материалы, для которых г = 0.000 (ZnSnAs2, ZnSnP2) кристаллизуются как в структуре сфалерита - статистическое распределение атомов II и IV групп в катионной подрешетке, так и в структуре халькопирита - упорядоченное распределение атомов в катионной подрешетке. Другие соединения с тФ 0.000 кристаллизуются в решетке халькопирита. Степень упорядочения атомов II и IV групп в катионной подрешетке может изменяться в широких пределах в зависимости от условий выращивания и последующей высокотемпературной обработки тройных материалов. Так, соединение ZnSnAs2 может иметь низкотемпературную халькопиритную модификацию с параметрами
о "
решетки а = 5.85 л и с = 11.70 Л и высокотемпературную сфалеритную
модификацию с а = 5.85 л. Температура перехода халькопирит—»сфалерит при этом< составляет 650С. Такой переход при высокотемпературной обработке материала имеет место и в ряде других соединений 1I-1V-V2, для которых величина тф 0.00 Например, для-Сс^пАзг переход халькопирит—»сфалерит имеет место при температуре 587С. Такое разупорядочение в катионной подрешетке сильно изменяет свойства тройных полупроводников, увеличивает плотность свободных дырок и делает соединения малочувствительными к условиям выращивания, легированию химическими примесями, к термообработке, к воздействию высокоэнергетической- радиации: Кроме перехода халькопирит <=> сфалерит для ряда соединений, таких как CdGeAs2, CdGeP2 наблюдается 1 другой тип полиморфизма, связанный с переходом кристалл <=> стекло [1].
Усложнение кристаллической решетки при переходе от структуры, цинковой обманки к структуре халькопирита приводит к изменению энергетического спектра кристаллов, как это схематически показано на рис. 1.2 (а, Ь). При этом» основные изменения зонного спектра в^ структуре халькопирита-состоят в-появлении, кристаллического расщепления зоны, тяжелых и легких дырок Акр, величина- которого пропорциональна» тетрагональному сжатию1' кристаллической решетки халькопирита и составляет от 0.72 эВ в MgSiE2 до 0.00 эВ'в ZnSnAs2.
Исследования .полупроводниковых соединений^группы II-IV-V2 были-начаты
работой Фолберта О.Г. в 1955 году, открывшей' этот класс материалов. Среди
пионеров исследований тройных соединений можно назвать Гудмена Ч., Пфистера
X., Горюнову Н.А.и других. Открытие данных соединений- положило начало
новому научному направлению - материаловедению тройных, полупроводников-
группы II-IV-V2. Задачей данного направления является обнаружение новых
физических явлений, обусловленных усложнением кристаллохимической' фазы в
тройных соединениях, поиски тройных полупроводников, которые по своим
свойствам - ширине запрещенной зоны, электропроводности, подвижности
носителей заряда и т.п. могли бы дополнить группу бинарных соединений ЛИ-V, а
также разработка технологии получения совершенных кристаллов.
РЕШЕТКА ЦИНКОВОЙ ОБМАНКИ (а) И ХАЛЬКОПИРИТА (Ь)
-IV
(а)
Рис. 1.1 (а, Ъ)
(Ь)
ЗОННЫЕ СПЕКТРЫ БИНАРНЫХ (а) И ТРОЙНЫХ (Ь) ПОЛУПРОВОДНИКОВ
(а)
Рис. 1.2 (а, Ь) (Ь)
Обобщению результатов исследований процессов кристаллизации тройных соединений, их физико - химических свойств, расчету зонных энергетических спектров, поведению химических примесей и собственных дефектов решетки, а также вопросам практического использования и другим особенностям этих материалов в настоящее время посвящен ряд монографий, обзоров и диссертаций [2-7], множество научных публикаций, а также материалов отечественных и зарубежных конференций, которые проводятся до настоящего времени.
1. Собственные дефекты решетки в соединениях II-IV-V2
Большое значение для технологии выращивания совершенных кристаллов
имеет изучение дефектов структуры, специфических для данных материалов. При
этом вычисление энтальпии образования дефектов и их энергий ионизации
является одной из важных задач материаловедения. Здесь можно отметить
квазихимические расчеты [7], однако для их проверки не хватает
экспериментальных данных. При этом теоретические расчеты электронной структуры собственных дефектов в соединениях II-IV-V2 практически отсутствуют до настоящего времени. В большинстве опубликованных исследований отмечается, что* общность кристаллической, и химической структуры соединений II-1V-V2 и III-V распространяется на-многие свойства этих материалов, включая их зонную структуру, преимущественно ковалентный характер химической связи, величину эффективной массы свободных носителей заряда и механизмы их рассеяния, величину их подвижности и т.п.. При этом необходимо учитывать, что одна из особенностей соединений II-IV-V2 состоит в том, что оіпг образованы двумя, летучими (II, V)-h одним амфотерным (IV) химическими элементами, что создает богатые возможности для формирования собственных решеточных дефектов в данных материалах. Кроме того, сдвиг химического состава, при выращивании тройных соединений может способствовать образованию вакансий, формированию антиструктурных дефектов, особенно в катионной подрешетке, при этом амфотерный элемент группы IV может восполнять потери летучих элементов в решетке тройного единения. В тройных полупроводниках группы II-iV-V2 при выращивании или термообработке могут преимущественно протекать следующие реакции образования собственных дефектов решетки [6]
її (II) <=> (IV) => (V) ft.
Это соотношение указывает, что возможно образование вакансий в катионной
и анионной подрешетках соединения, а также антиструктурное разупорядочение в
катионной подрешетке за счет образования дефектов антизамещения типа IIiv, IVn
и IVy. Считается, что основными дефектами, определяющими процессы
"псевдолегирования" тройных соединений при их выращивании, оказывающими
наибольшее влияние на их свойства, являются дефекты разупорядочения
катионной подрешетки. Так, термодинамические расчеты показывают, что
знтальпияі образования антиструктурных дефектов IIIV и IVn на порядок меньше
соответствующих величин как для других типов антиструктурных дефектов, так и
особенно вакансий в тройных полупроводниках группы II-IV-V2 [7]. При этом не
исключается возможность образования разных типов дефектов, которые могут
проявлять себя как центры донорного или акцепторного типа. Предполагается, что
собственные несовершенства структуры в тройных соединениях группы II-IV-V2
! играют роль фактора, от которого в сильной степени зависят свойства ростового
материала. Именно с формированием собственных дефектов'решетки в тройньгхі
( соединениях связывают такие структурно - чувствительные параметры ростового
s материала как электропроводность, тип проводимости, оптическую прозрачность,
подвижность носителей заряда и т.п. Значительная концентрация дефектов
г решетки в тройных соединениях ухудшает параметры исходного материала,
f препятствует возможности управления его свойствами* за счет легирования
химическими примесями или за счет термообработки» и, тем самым, затрудняет
практическое использование данных соединений.
В силу "родственности" типа химической связи в бинарных III-V и тройных II-
] IV-V2 соединениях можно ожидать, что некоторые качественные особенности
влияния собственных дефектов кристаллической решетки на свойства тройных соединений II-IV-V2 могут быть поняты на основе их сопоставления с соответствующими данными для их бинарных аналогов группы III-V. В частности, используя химическую аналогию между соединениями II-1V-V2 и III-V и учитывая "близость" зонных энергетических спектров бинарных и тройных соединений
можно предположить, что электронная структура собственных дефектов в этих полупроводниках также будет качественно подобна, несмотря на усложнение энергетического спектра дефектов при переходе от решетки сфалерита к решетке халькопирита. Изменение типа решетки при переходе от структуры ZnS< к структуре халькопирита вызывает усложнение электронного спектра собственных дефектов кристалла в тройных полупроводниках за счет кристаллического расщепления вырожденных в бинарных соединениях электронных состояний дефекта. Кроме того, в*полупроводниках группы II-IV-V2 может иметь место более сложное и многообразное поведение собственных дефектов решетки,по сравнению с бинарными кристаллами. Это должно приводить к более сильной» зависимости свойств, тройных соединений от присутствия» различных решеточных несовершенств по сравнению с полупроводниками группы III-V. Именно- с наличием собственных дефектов решетки в ряде материалов группы. II-IV-V2 связывают устойчивый тип проводимости ростового материала. Так, соединения на основе Zn - ZnSnAs2, ZnSiAs2, ZnGeAs2 после выращивания в различных условиях имеют р- тип проводимости, а соединения на основе Cd' - CdSnAs2, CdGeAs2 — электронный тип проводимости. При этом вариация условий, выращивания, отжиг ростового» материала в* парах входящих в него компонентов или легирование материала1 химическими примесями не существенно влияют на параметры большинства тройных соединений группы II-IV-V2 в отличие от поведения1 их бинарных аналогов группы III-V, весьма чувствительных как к> легированию химическими примесями, так и к термообработке ростового материала.
Можно отметить, что хотя тройные соединеншр группы II-IV-V2 относятся к материалам с сильной долей ковалентной связи, иногда-говорят об их эффективном "псевдолегировании" собственными дефектами решетки в процессе выращивания подобном тому, как-это имеет место для материалов с сильной-долей ионной связи, например, полупроводников группы II-VT - ZnS, ZnSe, CdS, ZnO, также малочувствительных к легированию химическими примесями, а часто и имеющих устойчивый тип проводимости. Предположительно именно это обстоятельство является причиной того, что легирование тройных соединений примесями в процессе их выращивания или "чистка" материала путем зонной перекристаллизации часто оказываются малоэффективными в попытках получения
соединения с заданными! электрофизическими или оптическими характеристиками. Аналогично легирование тройных соединений группы II-1V-V2 путем диффузии химических примесей также во многих случаях не приводит к ожидаемым результатам. Отмечено, что если в бинарных полупроводниках группы III-V определяющее значение имеет чистота исходного сырья,и выбортипа легирующей химической примеси, то тройные соединения II-iV-V2 плохо подчиняются простым правилам химического легирования, которые характерны для более простых полупроводников групп IV или III-V. Перечисленные трудности Bt технологии получения тройных, материалов с заданными свойствами существенно препятствует как исследованию данных. материалов, так и ограничивают возможности их практического'применения:
Таким образом, накопленные к настоящему времени экспериментальные данные указывают на то, что собственные дефекты* решетки в1 тройных соединениях II-IV-V2 играют роль фактора; от которого в сильной, степени зависят такие структурно-чувствительные параметры материала», как тип проводимости, величина удельного сопротивления, оптическая прозрачность, время, жизни носителей заряда и их.подвижность,и т.д.. Именно поэтому большое значение для технологии, получения1 бездефектных кристаллов. ІЬ-Ш-Уг, а также возможности-управления свойствами.этих соединений путем-изменения собственно-дефектного, ансамбля материала имеет проблема изучения* собственных дефектов кристаллической решетки в тройных соединениях II-IV-V2 и выяснение характера влияния этих дефектов на свойства данных материалов.
21 Радиационные дефекты в соединениях II-IV-V2.
В- настоящее время* одним из эффективных способов контролируемого введения собственных дефектов в решетку твердого тела является его облучение высокоэнергетическими частицами, - электронами, ионами, или быстрыми нейтронами. Варьируя условия, облучения - тип частиц, их энергию и температуру образца можно изменять характер радиационных нарушений кристаллической решетки - от простейших точечных дефектов - вакансий и антиструктурных дефектов в случае облучения материала гамма - квантами или электронами с Е -(1-2) МэВ до ассоциированных дефектов (дефектных кластеров) при
бомбардировке быстрыми нейтронами или тяжелыми ионами. Такие исследования важны при выявлении природы и характера влияния собственных дефектов решетки на свойства материалов. При этом открываются широкие возмолшости исследования термической стабильности термодинамически неравновесных радиационных дефектов в широком температурном интервале от гелиевых температур до температур плавления, материала. Такое облучение используется не только при исследованиях собственных дефектов решетки, но и для, контролируемого изменения-свойств,(радиационного модифицирования) материала - типа- проводимости, удельного сопротивления, оптической прозрачности, времени- жизни и концентрация свободных носителей заряда- и т.п.. Высокоэнергетическое воздействие используется в радиационной технологии для создания высокоомных областей при межэлементной изоляции или проводящих дорожек в микросхемах, для оптического "просветления" материала, при регулировании времени жизни свободных носителей заряда и> т.д. Знание радиационных дефектов и их термической стабильности также необходимы при развитии методов ионного и трансмутационного легирования данных материалов, при изучении- их устойчивости и, приборов.* на их> основе к воздействию высокоэнергетической радиации.
Первая опубликованная работа по исследованию - облученных тройных-соединений, посвященная изучению теплопроводности CdSnAs2 и ZnSnAs2 после воздействия реакторных нейтронов; была выполнена еще в 1965 г. [8]. Однако, систематическое исследование радиационных дефектов» (РД) и их влияние на свойства'тройных соединений группы II-IV-V2 были начаты только с 1971 года в Сибирском физико-техническом институте (СФТИ) им. акад. В.Д. Кузнецова Томского государственного университета (г. Томск). В последующие годы была опубликована серия работ, посвященных изучению электрических и оптических свойств'большинства, синтезированных к настоящему времени соединений II-IV-V2, облученных электронами с Е = 2 МэВ, обобщение результатов которых было представлено в обзоре [9]. Базой для таких исследований послужили соответствующие данные, накопленные в СФТИ при изучении радиационных дефектов в бинарных полупроводниках группы III-V.
В основу исследований тройных полупроводников был положен принцип
сопоставления соответствующих экспериментальных данных по
электрофизическим свойствам облученных "родственных" бинарных (III-V) и тройных (II-IV-V2) полупроводников. При этом для корректного сравнения результатов исследования радиационных дефектов в тройных и в бинарных полупроводниках их облучение электронами проводилось в идентичных условиях,
,' т.е. при одинаковой энергии частиц, плотности пучка и температуры облучаемого
образца.
Число потенциальных соединений групп III-V и число тройных соединений II-IV-V2 соответственно оценивается* на уровне 25 и 125. Но при оценке реально возможных соединений II-IV-V2 принимается^ во внимание наличие известных в литературе бинарных связей. При этом исключены соединенияїна основе Ilg, РЬ и
і В і как неустойчивые фазы. Из соединений на основе Sb в настоящее время
синтезированы лишь только CdSnSb2 и ZnSnSb2, а из соединений на основе N ZnGeN2, MgGeN2 и MgSiN2. К настоящему времени синтезировано соответственно 16 бинарных III-V и около 20 тройных II-IV-V2 соединений, что вызывает
( необходимость выявления*"химических" закономерностей изменения их свойств, в<
частности, при исследованиях радиационного воздействия > на параметры данных
; групп материалов: Такой подход к проблеме собственных дефектов решетки,
созданных облучением, открывает возможности для перехода от частного результата для каждого материала к выявлению общих экспериментальных
, тенденций для всей группы "родственных" материалов. Это открывает широкие
\ возможности для использования полученных результатов не только при их анализе
и систематизации, но и часто позволяет произвести соответствующие численные прогнозные оценки для1 тех материалов, где экспериментальные данные в настоящее время» отсутствуют.
' В основу поиска этих закономерностей был положен известный принцип
і физико - химических аналогий, широко используемый при анализе различных
свойств - температуры плавления, ширины запрещенной зоны, кинетических параметров и т.п. для материалов с родственным типом химических связей [10].
і Приї таких исследованиях предполагается, что электрофизические параметры
бинарных III-V и тройных II-IV-V2 соединений после высокоэнергетического
облучения должны быть достаточно близки с учетом "близости" энергетических зонных спектров соответствующих "прямых" или "перекрестных" аналогов'III-V и II-IV-V2. Именно "близость" энергетических зонных спектров данных групп полупроводников предполагает подобие электронной структуры соответствующих собственных дефектов решетки. При этом необходимо учитывать, что понижение симметрии кристаллической решетки в соединениях II-rV-V2 по сравнению с их бинарными аналогами III-V должно приводить к снятию' вырождения для состояний примесей или дефектов в тройных полупроводниках. Как это было показано расчетами для GaP' и ZnGeP2, энергетическое положение уровней точечных вакансий и антиструктурных дефектов в соединениях GaP близки их "усредненным" значениям от энергетического положения расщепленных уровней соответствующих дефектов в соединении ZnGeP2 [11]. При этом принимается во внимание, что точечные дефекты - вакансии и антиструктурные дефекты могут присутствовать в ростовом материале, образовываться при термических обработках или пластической деформации. Кроме того, такие дефекты, являются основными в сложных полупроводниках после облучения' гамма - квантами, электронами или протонами, а также могут составлять значительную долю дефектов и при других видах, высокоэнергетической' радиации' - облучении-быстрыми нейтронами или тяжелыми ионами. Такой подход к проблеме радиационных дефектов в соединениях II-IV-V2 позволяет не только целенаправленно проводить экспериментальные исследования,' но и во многих случаях предвычислять ожидаемые результаты для тройных соединений на основе соответствующих экспериментальных и теоретических данных для* их бинарных аналогов III-V, а также выявлять общий характер изменений электрофизических параметров во всей группе соединений II-IV-V2.
К моменту выполнения» настоящей работы основные исследования были посвящены изучению свойств'соединений II-W-V2, облученных электронами с Е = 2 МэВ". Так, была обнаружена р-п конверсия типа.проводимости при электронном облучении кристаллов р- CdSnAs2[12]( р- CdGeAs2[13], р- ZnSnAs2 [14]; наблюдалось увеличение удельного сопротивления в кристаллах р- CdSnP2 [15], jo-ZnSiP2 и п- CdSiP2 [16],/>- ZnGeAs2 [17]; имело место оптическое «просветление» в «примесной» области в кристаллах/?- ZnGeP2 [18],/?- CdSiAs2, [19]. Было показано,
что электрофизические характеристики облученных электронами кристаллов не зависят от примесного состава исходного материала и способа его выращивания. Ввиду сложности дефектного состава и практического отсутствия информации о конкретных радиационных дефектах при анализе наблюдаемых явлений использовались "химические" подходы, а именно: проводился анализ поведения групп бинарных и тройных материалов с общими анионами - As, Р, Sb под воздействием высокоэнергетического облучения. Обобщение результатов работ по исследованию радиационных дефектов в тройных соединениях 1I-IV-V2, опубликованных до 1993 г., было выполнено в работе [20].
При этом свойства тройных материалов, облученных протонами, практически не исследовались, за исключением частных результатов для соединений ZnGeAs2, CdSiAs2 и ZnSiAs2 [21, 22]. Между тем, вследствие малых пробегов протонов в полупроводниках и высокой эффективности дефектообразования, протонное облучение широко используется в радиационной технологии при создании межэлементной изоляции в микроэлектронике, производстве оптических волноводов, при регулировании времени жизни носителей заряда и т.д. в локальных областях материала. Кроме того, такое* облучение эффективно при создании высокой плотности дефектов кристаллической; решетки для* последующего их изучения, а также при исследованиях свойств > сильно дефектного материала, т.е. материала, электронные свойства которого целиком определяются собственными дефектами решетки. Это особенно важно в отношений' соединений II-IV-AS2 ввиду высокой исходной дефектности этих материалов.
Соединения) II-IV-As2 образуют потенциально большую группу из 25 материалов. В настоящее время неизвестны соединения на основе Be, Mg, Hg, а также соединения с участием С и РЬ, что сокращает число возможных тройных арсенидов до 6: (Zn, Cd) - (Si, Ge, Sn) - As2, которые мы и рассмотрим в дальнейшем в представленной работе.
Цель и задачи исследования.
Целью работы является изучение влияния высокоэнергетического высокодозового протонного облучения на электрофизические свойства тройных соединений группы (Cd, Zn)-(Sn, Ge, Si)-As2.
Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
оценить толщину нарушенного слоя в облученных протонами образцах (Cd, Sn)- (Sn, Ge, Si)-As2 с целью выбора более однородного по плотности введенных облучением радиационных дефектов образца;
исследовать изменение электрофизических характеристик материалов группы (Cd, Sn)- (Sn, Ge, Si)-As2 и выявить закономерности изменения свойств в группе данных соединений при высокоэнергетическом протонном воздействии;
численно оценить предельное (стационарное) положение уровня Ферми Fnm в облученных протонами соединениях (Cd, Sn) -(Sn, Ge, Si)-As2 и выявить связь этой величины с особенностями энергетического спектра тройных соединений;
провести сопоставление полученных экспериментальных данных для тройных соединений подгруппы (Cd, Sn)- (Sn, Ge, Si)-As2 с соответствующими литературными данными для их бинарных аналогов подгруппы (Ga, In, Al)-As;
провести сравнение экспериментальных данных по значениям FVm в соещтеяиях(С6, Sn)- (Sn, Ge, Si)-As2 и (Ga, In, Al)-As с известными модельными расчетами уровня зарядовой локальной электронейтральности в данных материалах;
сравнить влияние ростовых и радиационных дефектов на электрофизические свойства тройных соединений (Cd, Sn) -( Sn, Ge, Si)-As2 и изучить термическую стабильность радиационных дефектов в облученных протонами материалах.
/
Собственные дефекты решетки в соединениях II-IV-V2
Большое значение для технологии выращивания совершенных кристаллов имеет изучение дефектов структуры, специфических для данных материалов. При этом вычисление энтальпии образования дефектов и их энергий ионизации является одной из важных задач материаловедения. Здесь можно отметить квазихимические расчеты [7], однако для их проверки не хватает экспериментальных данных. При этом теоретические расчеты электронной структуры собственных дефектов в соединениях II-IV-V2 практически отсутствуют до настоящего времени. В большинстве опубликованных исследований отмечается, что общность кристаллической, и химической структуры соединений II-1V-V2 и III-V распространяется на-многие свойства этих материалов, включая их зонную структуру, преимущественно ковалентный характер химической связи, величину эффективной массы свободных носителей заряда и механизмы их рассеяния, величину их подвижности и т.п.. При этом необходимо учитывать, что одна из особенностей соединений II-IV-V2 состоит в том, что оіпг образованы двумя, летучими (II, V)-H одним амфотерным (IV) химическими элементами, что создает богатые возможности для формирования собственных решеточных дефектов в данных материалах. Кроме того, сдвиг химического состава, при выращивании тройных соединений может способствовать образованию вакансий, формированию антиструктурных дефектов, особенно в катионной подрешетке, при этом амфотерный элемент группы IV может восполнять потери летучих элементов в решетке тройного единения. В тройных полупроводниках группы II-iV-V2 при выращивании или термообработке могут преимущественно протекать следующие реакции образования собственных дефектов решетки [6] її (II) = (IV) = (V) ft.
Это соотношение указывает, что возможно образование вакансий в катионной и анионной подрешетках соединения, а также антиструктурное разупорядочение в катионной подрешетке за счет образования дефектов антизамещения типа IIiv, IVn и IVy. Считается, что основными дефектами, определяющими процессы "псевдолегирования" тройных соединений при их выращивании, оказывающими наибольшее влияние на их свойства, являются дефекты разупорядочения катионной подрешетки. Так, термодинамические расчеты показывают, что знтальпияі образования антиструктурных дефектов IIIV и IVn на порядок меньше соответствующих величин как для других типов антиструктурных дефектов, так и особенно вакансий в тройных полупроводниках группы II-IV-V2 [7]. При этом не исключается возможность образования разных типов дефектов, которые могут проявлять себя как центры донорного или акцепторного типа. Предполагается, что собственные несовершенства структуры в тройных соединениях группы II-IV-V2 играют роль фактора, от которого в сильной степени зависят свойства ростового материала. Именно с формированием собственных дефектов решетки в тройньгхі соединениях связывают такие структурно - чувствительные параметры ростового материала как электропроводность, тип проводимости, оптическую прозрачность, подвижность носителей заряда и т.п. Значительная концентрация дефектов решетки в тройных соединениях ухудшает параметры исходного материала, препятствует возможности управления его свойствами за счет легирования химическими примесями или за счет термообработки» и, тем самым, затрудняет практическое использование данных соединений. В силу "родственности" типа химической связи в бинарных III-V и тройных II IV-V2 соединениях можно ожидать, что некоторые качественные особенности влияния собственных дефектов кристаллической решетки на свойства тройных соединений II-IV-V2 могут быть поняты на основе их сопоставления с соответствующими данными для их бинарных аналогов группы III-V. В частности, используя химическую аналогию между соединениями II-1V-V2 и III-V и учитывая "близость" зонных энергетических спектров бинарных и тройных соединений можно предположить, что электронная структура собственных дефектов в этих полупроводниках также будет качественно подобна, несмотря на усложнение энергетического спектра дефектов при переходе от решетки сфалерита к решетке халькопирита. Изменение типа решетки при переходе от структуры ZnS к структуре халькопирита вызывает усложнение электронного спектра собственных дефектов кристалла в тройных полупроводниках за счет кристаллического расщепления вырожденных в бинарных соединениях электронных состояний дефекта. Кроме того, в полупроводниках группы II-IV-V2 может иметь место более сложное и многообразное поведение собственных дефектов решетки,по сравнению с бинарными кристаллами. Это должно приводить к более сильной» зависимости свойств, тройных соединений от присутствия» различных решеточных несовершенств по сравнению с полупроводниками группы III-V. Именно- с наличием собственных дефектов решетки в ряде материалов группы. II-IV-V2 связывают устойчивый тип проводимости ростового материала. Так, соединения на основе Zn - ZnSnAs2, ZnSiAs2, ZnGeAs2 после выращивания в различных условиях имеют р- тип проводимости, а соединения на основе Cd - CdSnAs2, CdGeAs2 — электронный тип проводимости. При этом вариация условий, выращивания, отжиг ростового» материала в парах входящих в него компонентов или легирование материала1 химическими примесями не существенно влияют на параметры большинства тройных соединений группы II-IV-V2 в отличие от поведения1 их бинарных аналогов группы III-V, весьма чувствительных как к легированию химическими примесями, так и к термообработке ростового материала.
Можно отметить, что хотя тройные соединеншр группы II-IV-V2 относятся к материалам с сильной долей ковалентной связи, иногда-говорят об их эффективном "псевдолегировании" собственными дефектами решетки в процессе выращивания подобном тому, как-это имеет место для материалов с сильной-долей ионной связи, например, полупроводников группы II-VT - ZnS, ZnSe, CdS, ZnO, также малочувствительных к легированию химическими примесями, а часто и имеющих устойчивый тип проводимости. Предположительно именно это обстоятельство является причиной того, что легирование тройных соединений примесями в процессе их выращивания или "чистка" материала путем зонной перекристаллизации часто оказываются малоэффективными в попытках получения соединения с заданными! электрофизическими или оптическими характеристиками. Аналогично легирование тройных соединений группы II-1V-V2 путем диффузии химических примесей также во многих случаях не приводит к ожидаемым результатам. Отмечено, что если в бинарных полупроводниках группы III-V определяющее значение имеет чистота исходного сырья,и выбортипа легирующей химической примеси, то тройные соединения II-iV-V2 плохо подчиняются простым правилам химического легирования, которые характерны для более простых полупроводников групп IV или III-V. Перечисленные трудности Bt технологии получения тройных, материалов с заданными свойствами существенно препятствует как исследованию данных. материалов, так и ограничивают возможности их практического применения:
Таким образом, накопленные к настоящему времени экспериментальные данные указывают на то, что собственные дефекты решетки в1 тройных соединениях II-IV-V2 играют роль фактора; от которого в сильной, степени зависят такие структурно-чувствительные параметры материала», как тип проводимости, величина удельного сопротивления, оптическая прозрачность, время, жизни носителей заряда и их.подвижность,и т.д.. Именно поэтому большое значение для технологии, получения1 бездефектных кристаллов. ІЬ-Ш-Уг, а также возможности-управления свойствами.этих соединений путем-изменения собственно-дефектного, ансамбля материала имеет проблема изучения собственных дефектов кристаллической решетки в тройных соединениях II-IV-V2 и выяснение характера влияния этих дефектов на свойства данных материалов.
Обработка экспериментальных данных
Анализ электрофизических свойств облученных материалов - постоянной Холла Ru и электропроводности а проводился с учетом биполярной проводимости в исследуемых материалах в соответствии с выражениями н = (\/e)(p-nb2)/(p+nbf, а = е//р (p+nb), amin = 2ец Ъп\. Здесь п(р) - плотность электронов (дырок), Ь = /Jn/jUp - отношение подвижности электронов (jUn) к подвижности дырок (/jp), е - заряд электрона, тт;п - минимальное теоретическое значение удельной электропроводности полупроводника, л, = (ПоРо)Ш - собственная концентрация свободных носителей заряда в материале. Для тех полупроводников, у которых не было известно отношение nJpp, величина Ъ оценивалась из соотношения Ъ = L(mpd/m„d), где tnd = т 1Ът\\т - эффективная масса плотности состояний на дне зоны проводимости -т„ (у потолка валентной зоны - тр), а величина L = гп / гр , здесь тп ( гр ) -время релаксации импульса для электронов (дырок). Проведенные оценки для полупроводников групп III-V и II-1V-V2 показали, что значение коэффициента L = 3.25. Это значение L было использовано в дальнейшем при обработке экспериментальных данных для оценки величины Ъ в тех материалов, где экспериментальное (или теоретическое) значение этой величины было неизвестно (Табл. 2.3).
В случае "переоблученных" образцов, когда плотность радиационных дефектов превышает плотность легирующих химических примесей, так что электрофизические свойства материала целиком определяются прыжковой проводимостью носителей заряда по состояниям радиационных дефектов, при оценке электропроводности учитывался вклад прыжковой проводимости носителей заряда в общую электропроводность материала в соответствии с выражением а= QjUp ip+nb) + Орд, где Орд - электропроводность, обусловленная прыжковой проводимостью носителей заряда по энергетическим состояниям радиационных дефектов, расположенных вблизи уровня-Ферми.
Изменение интенсивности краевой катодолюминесценции {hv =1.43 эВ) по толщине скола образца я-GaAs (п & 1х1018см"3), облученного ионами водорода (Е = 5 МэВ, D = 1х1012 см 2). Ттм - 295 К. Измерение величины і?н и т проводилось на постоянном токе при напряженности магнитного поля (1-2)х10 (Гс) методом Ван-дер-Пау [26] с использованием следующих аналитических соотношений Rn= ( Un xd)/(IxHxCH) [В см/А Гс] р= ( Up xdxCp)/I [В см/А]. Са = 2л/1п2х21п[1+2(со/ск)2-1п(со/ск)4] Си = (4/yr)arctg[2(co/cK)2] Здесь Сн и Ср - соответствующие корректирующие коэффициенты в методе Ван-дер-Пау, учитывающие геометрию расположения контактов на образце; CQ -периметр образца; ск - периметр между контактами; d - толщина образца; Н -напряженность магнитного поля; / - ток, текущий через образец; [/н и [/„ соответствующие падения напряжения при измерении эффекта Холла и электропроводности. Погрешности измерений, главный вклад в которые давали измерения периметра образца и периметра между контактами, составляли в случае измерения і?н около 11%, а в случае измерения р около 10%.
Положение уровня Ферми в материалах, для которых выполняется условие параболичности зоны проводимости, рассчитывалось по известному значению эффективной плотности состояний, приведенной ко дну зоны проводимости Nc (потолку валентной зоны Nv) и измеренному значению п(р) из соотношений n = (2N7r)NcFm(?1).
Для исследований термической стабильности радиационных дефектов в облученных протонами образцах (Cd, Zn)-(Si,Ge,Sn)-As2 проводился изохронный отжиг в течение 10 минут облученного и исходного материала в вакууме для интервала температур (20-450)С. В области температур (450-550)С отжиг материала проводился при избыточном давлении паров мышьяка для предотвращения его испарения с поверхности образца. Соединения ZnSnAs2, ZnGeAs2, ZnSiAs2 достаточно легко выращиваются, при этом общим для них является устойчивый р — или р+ - тип проводимости ростового материала, высокая растворимость Ge в катионной и анионной подрешетках в соединении ZnGeAs2, блочность ZnGeAs2, возможность образования доменной структуры и наличие халькопиритной и сфалеритной кристаллохимических модификаций для ZnSnAs2,. Общим является слабая чувствительность данных соединений к легированию химическими примесями и к высокотемпературному отжигу. Все это связывается с высокой» дефектностью данных соединений и возможными отклонениями их химического состава от стехиометрического, неупорядоченным расположением атомов II и IV групп в катионной подрешетке полупроводника.
Диарсенид цинка-германия (ZnGeAs2)
Тройное соединение ZnGeAs2 - «прямой» аналог бинарного соединения GaAs-является в настоящее время одним из наименее изученных материалов среди представителей соединений подгруппы (Zn, Cd)-(Si,Ge,Sn)-As2. Для данного соединения характерна высокая упругость паров Zn и As при выращивании материала, а также высокая растворимость атомов Ge как в катионной, так и в анионной подрешетках. Так, растворимость Ge в ZnGeAs2 может достигать до 30 атомных %, что часто приводит к неопределенности самого состава данного соединения.1 По этой причине получение ZnGeAs2 стехиометрического состава до настоящего времени представляет большие проблемы, поскольку фактически данное химическое соединение является фазой переменного состава.
Соединение ZnGeAs2 легко кристаллизуется из простых веществ в одно-температурной печи, однако такой материал содержит включения ZnAs2 и Zn3As2,. которые практически не устраняются последующим высокотемпературным отжигом? ростового материала. Поэтому для получения і однофазного соединения используется зонная плавка или направленная перекристаллизация синтезированного материала. При этом проблема получения і объемных монокристаллов ZnGeAs2 не решена до сегодняшнего времени. Обычно материал халькопиритной модификации получают в виде поликристаллов или крупноблочных слитков р — типа проводимости с концентрацией свободных дырок на.уровне (1018 - 5х1019) см"3 и удельным сопротивлением около (10"1 - 10 2) Омхсм. в области температур (77 - 295)К. Такой материал, как правило, характеризуется «примесной» проводимостью в области низких температур и невысокой подвижностью свободных дырок.. Даже в лучших образцах халькопиритной модификации ZnGeAs2 подвижность дырок не превышает 100 см /Вхс, а обычно составляет около (10-30) см2/Вхс (295К). Легирование соединения ZnGeAs2 халькопиритной модификации химическими примесями также малоэффективно и не меняет р - тип проводимости исходного материала. При нагреве данного материала отмечен фазовый переход халькопирит - сфалерит для температур вблизи 812С. Возможно также получение ZnGeAs2 сфалеритной модификации за счет высокой растворимости Ge в катионной подрешетке. Температурные зависимости удельного электросопротивления кристаллов /?-ZnGeAs2, облученных ионами водорода (Е=5 МэВ) интегральными потоками:(1)-0; (2) - 1х1016 см"2; (3) - 1х1017 см-2; (4) - 2х1017 см-2. Первые исследования РД были выполнены на неориентированных кристаллах р - ZnGeAs2(p « 1x10 см") халькопирита, облученном электронами с Е 2 МэВ [17]. В результате такого облучения удельное сопротивление материала возросло от исходных значений около 5x10"2 Омхсм до 5x103 Омхсм (295К) и до 108 Омхсм (77К), что1 было связано со смещением, уровня Ферми вглубь запрещенной зоны- кристалла вследствие введения, «глубоких» радиационных доноров. Позднее было изучено влияние облучения- протонами с Е = 5 МэВ интегральными потоками до 2x10 см" [21, 34] . Результаты, исследования протонного облучения; качественно подобны электронному облучению и указывают на увеличения удельного сопротивления исследуемого материала.
В работе исследован специально нелегированный крупноблочный р ZnGeAs2, выращенный, методом горизонтальной і направленной кристаллизации, с плотностью свободных дырок (1-2)х10 см" и их холловской подвижностью около (10-20) см2/Вхс (295К), облученный ионами 1Ґ интегральными потоками до 2x1017 см" . Дозовая зависимость удельного сопротивления облученных кристаллов представлена4 на рис. 3.3: В результате облучения удельное сопротивление исходных кристаллов возрастает до 104 Омхсм (295К)»и более 10 10 Омхсм. (77К). Расчетные оценки максимального значения р для этого соединения оцениваются на уровне 105 Омхсм (295К). В области интегральных потоков протонов D 1016 см"2 наблюдается «аномальная» зависимость p(D) — уменьшение удельного сопротивления ZnGeAs2 до 50 Омхсм (295К) прюинтегральных потоках протонов )=2х1017 см"2. Такая, зависимость является характерной для «переоблученных» широкозонных полупроводников,- например GaAs [20]- и связывается с появлением прыжковой проводимости носителей заряда по зоне состояний-РД-, уровникоторых расположены вблизи уровня Ферми в» облученном» материале. Можно- отметить, аналогичное изменение электрических свойств- твердого раствора р-(2GaAs)(lZnGeAs2) при протонном облучении (Рис.3.3). С учетом ширины запрещенной зоны 1.3 эВ такого раствора, достигнуты значения p(D) 1.2х10 Омхсм (295К).
Дозовые изменения удельного сопротивления p(D )- (1,3) и энергии активации сопротивления E(D) — (2,4) вблизи комнатных температур для кристаллов / -ZnSiAs2(l,2) и / -GaAs(3,4) [20], облученных протонами (Е=5 МэВ, Гобл 320К). Если в исходном образце наблюдается примесная проводимость, то в сильнооблученном сначала появляется активационный участок на кривых р(Т) ехр(а/кТ) в области комнатных температур, где величина Е& достигает значения около 0.4 эВ, а в "переоблученном" материале (Z)=2xl0 см" ) температурная зависимость р(Т) "ослабляется", что характерно для прыжковой проводимости по зоне состояний, образованной радиационными, дефектами. Образование "примесных" зон наблюдалось и при- высоких уровнях легирования тройных соединений"П-Р/-У2 химическими примесями [35, 36].
Исследования изохронного (At =10 мин.) отжига облученного материала показало, что.для устранения радиационных дефектов необходимы температуры нагрева выше 500С (Рис.3.5). При этом восстановление удельного сопротивления в облученных протонами образцах начинается при температурах выше 100С и протекает.непрерывно вплоть до 500С.
Подводя итоги данного раздела можно отметить, что уровень Ферми при бомбардировке протонами исходного/? - ZnGeAs2 смещается вглубь-запрещенной зоны, как и в его бинарном аналоге GaAs, за счет эффективного введения!, радиационных дефектов донорного типа. Определение точного положения предельного уровня Ферми в данном материале не представляется! возможным вследствие высокой исходной плотности свободных дырок и необходимости по этой причине использования больших доз облучения. Это в свою очередь.приводит к появлению прыжковой проводимости носителей по дефектным состояниям запрещенной зоны полупроводника, созданных протонным облучением, в условиях неполной компенсации материала. Поэтому для./? - ZnGeAs2 приближенная оценка по максимальным значениям p(D) дает Fnm Е\ +0.4 эВ.
Можно также отметить, характерную особенность данного материала. Если ростовые дефекты B ZnGeAs2 обуславливают его низкое удельное сопротивление и р+ - тип проводимости материала, то радиационные дефекты, созданные протонным облучением, формируют высокоомный материал.
Диарсенид кадмия-германия (CdGeAs2)
CdGeAs2 - "перекрестный" аналог бинарных соединений InAs и GaAs является соединением с шириной запрещенной зоны Eg = 0.66 эВ (295К), с эффективной массой свободных электронов тп = 0.035wo и дырок тр = 0.3то. Материал получают предварительным синтезом компонент стехиометрического состава с последующей кристаллизацией расплава. Соединение CdGeAs2 перспективно для использования в нелинейной оптоэлектронике, поскольку имеет значительную величину г = (2 - с/а) = 0.112 [48, 49]. Но для этого необходимы кристаллы высокого оптического качества. Между тем получаемые в настоящее время образцы CdGeAs2 являются сильно дефектными [50]. Так, по результатам электрофизических измерений плотность ростовых дефектов в кристаллах CdGeAs2 оценивается на уровне 5x10 см", при этом материал всегда получается сильно компенсированным. Соединение CdGeAs2 в настоящее время кристаллизуется в виде материала п- типа проводимости. Образцы р- CdGeAs2 получают путем перекомпенсации ростового материала акцепторными химическими примесями. Предполагается, что и-тип проводимости исходного специально нелегированного кристаллического CdGeAs2 обязан присутствию в решетке кристалла ростовых дефектов типа GeCd и предположительно VAs. При этом термообработка в определенной степени позволяет управлять свойствами данного соединения. Данное соединение также получают в виде полупроводникового стекла путем быстрой закалки расплава, при этом стеклообразное состояние материала устойчиво к нагреву до 400С.
К настоящему времени было исследовано влияние электронного облучения {Е 2 МэВ) на электрофизические свойства кристаллического CdGeAs2, в которых была обнаружена р - п конверсия типа проводимости при облучении исходного р -CdGeAs2 [13,51].
В представленной работе исследованы кристаллы CdGeAs2 п- и р- типа проводимости, облученные ионами IT(5 МэВ). Образцы п - CdGeAs2 си = (7.8x1010 - ЗхЮ18) см"3 и і?нх т = (880 - 2560) см2/Вс вырезались из слитков, выращенных методом горизонтальной направленной кристаллизации, а образцы р - CdGeAs2 с р = (3.2х1016 - 3.7х1018) см"3 и \Ru\xa = (60 - 190)см2/Вс при 295К были получены с помощью диффузии Си в ростовый материал [38].
В результате протонного облучения во всех исследованных образцах наблюдалось уменьшение плотности свободных носителей заряда, что указывает на введение радиационных дефектов как донорного, так и акцепторного типов (Рис.4.4). Оценены скорости удаления свободных носителей заряда (Ап{Ар))1 AD) = (5x102 — 103) см"1 на начальных этапах протонного облучения, что указывает на высокую эффективность компенсации CdGeAs2 радиационными дефектами при бомбардировке протонами [52]. Изохронный (10 мин.) отжиг кристаллов CdGeAs2 облученных ионами Н+ (Е = 5 МэВ): (1) CdGeAs2 (п=6.3х1016 см"3; =2х1015 см 2); (2) CdGeAs2 (р=9.5х1015 см-3; =2х1016 см 2); (3) CdGeAs2 (р=1.5х1018 см 3; =4х1015 см 2). Ттм = 295К. Обнаружено, что в результате облучения уровень Ферми в CdGeAs2 смещаетсяїв верхнюю половину запрещенной зоны и закрепляется в положении вблизи- Еч + (0,53-0.54) эВ в интервале температур (77 - 295)К (Рис.4.5). При максимальных потоках протонов 2x10 см" получен материал п — типа проводимости с п = 1.5х1016 см 3 и Днхо- = (400 - 760) см2/Вс при 295К.
В интервале температур (20-500)С исследована термическая (Стабильность радиационных дефектов в облученном протонами CdGeAs2 (Рис. 4.6). Отжиг РД в слабо облученных кристаллах имеет место уже при температурах вблизи 80 С, а для полного отжига РД требуются температуры выше 500 G. При; нагреве облученного /?-CdGeAs2 выявлен отжиг дефектов донорного типа в области (100-200)?С и акцепторного типа в области (350-500)С. Отжиг облученного р- CdGeAs2 выявляет уменьшение плотности радиационных доноров: Эти данные подтверждают образование радиационных дефектов донорного и акцепторного типа при облучении CdGeAs2, что и обеспечивает закрепление уровня Ферми в предельном положении вблизи дна зоны проводимости в. данном соединении. Отмечен "переотжиг" электрофизических параметров-для-всех образцов CdGeAs2, отожженных до 500С, обусловленный, предположительно, образованием-термодоноров, что наблюдается и в бинарном- аналоге CdGeAs2— в соединении InAs [43], атакже в CdSnAs2 [42].
Таким образом, CdGeAs2 ведет себя-при протонном облучении качественно подобно CdSnAs2, однако уровень Ферми в этом соединении закрепляется ниже дна зоны проводимости, что, по-видимому, обусловлено большей! шириной запрещенной, зоны данного полупроводника. В целом1 можно отметить, что изменение электрофизических параметров CdGeAs2 при высокоэнергетическом облучении является промежуточным между соответствующими изменениями свойств его бинарных аналогов - InAs и GaAs [20].
Широкозонное тройное соединение CdSiAs2 (Eg =1.7 эВ)- «перекрестный» аналог бинарных полупроводников AlAs и InAs вследствие значительного тетрагонального сжатия т = (2-с/а) = 0.152 представляет большой интерес как потенциальный материал оптоэлектроники для изготовления" поляризационно чувствительных фотоприемников и источников, а также смесителей оптического излучения. Однако, объемные образцы данного соединения получают в настоящее время только в виде кристаллов р-типа проводимости с плотностью свободных дырою от 10 см" до 10 см" . Отжигр-СеБіАзг в парах As позволяет несколько уменьшить плотность дырок. Удается1;получать только; тонкие; пленки n- GdSiAs2 путем, диффузии атомов In в / -GdSiAs2. Такая особенность данного полупроводника, предположительно, связывается с высокой дефектностью ростового материала: из-за нарушения стехиометрического состава, образования антиструктурных дефектов, включая разупорядочение в катионной подрешетке, а также, формирование дефектов типа Sixs- Поэтому проблеме исследования собственных дефектов в соединении GdSiAs2 и способам .. управления свойствами данного1 материала путем: вариации плотности и типа собственных дефектов решетки!уделяется значительное внимание.
Данная: работа является продолжением соответствующих исследований радиационных дефектов (РД) в соединении /?-CdSiAs2 облученном электронами и протонами [19, 22, 53, 54]. Основное внимание уделяется изучению закономерностей изменения электрофизических свойств CdSiAs2 , при высокоэнергетическом протонном облучении и проблеме закрепления: уровня1 Ферми при высокой плотностиРД. Такие исследования важны для выяснения роли собственных дефектов решетки в определении свойств ростового» материала:и при использовании: методов радиационной технологии в управлении параметрами: полупроводников.
Такое облучение приводит к уменьшению плотности дырок до 10 см и к увеличению удельного сопротивления р исходного материала до 10 Ом см вблиз 295К (рис. 4.7), что указывает на преимущественную эффективность РД донорного типа в кристаллахjo-GdSiAs2. На рис. 4.8 представлено изменение зависимостей р(Т) для /?-CdSiAs2 при протонном облучении, а в табл. 4.1 приведены данные по дозовому изменению удельного сопротивления p(D) и энергии активации проводимости E(D) в выражении a(D) exp[E(D)/kT] для температур вблизи 295К для кристаллов р-CdSiAs2. Эти данные указывают на то, что в- CdSiAs2 уровень Ферми при насыщении кристалла собственными дефектами смещается вглубь запрещенной1 зоны. В области интегральных потоков протонов более чем (3-5)х1015 см"2 отмечено уменьшение удельного сопротивления / -CdSiAs2 и величины E(D), что является характерным свойством всех "переоблученных" широкозонных полупроводников. Так, например, в случае GaAs высокоэнергетическое протонное облучение первоначально формирует полуизолирующий материал с /? (10 -10 ) Омхсм (295К), а дальнейшее увеличение интегрального потока бомбардирующих частиц приводит к формированию низкоомного материала с удельным сопротивлением около 10 Омхсм (0К [20]. Такое изменение электрофизических свойств GaAs прис большой плотности дефектов связывается с прыжковой проводимостью носителей по локальным (щелевым) состояниям РД в запрещенной зоне кристалла в области закрепления уровня Ферми. Предположительно аналогичные причины, уменьшения р имеют место и« в« "переоблученных" протонами кристаллах CdSiAs2.
