Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА I. Методы получения лазерных и фотоэлектрических гетероструктур
1.1. Основные методы выращивания эпитаксиальных гетероструктур. 14
1.2. Аппаратурное оформление процесса жидкофазной эпитаксии . 21
1.3. Предпосылки управляемого выращивания AlGaAs наногетероструктур методом жидкофазной эпитаксии при снижении 24 температуры кристаллизации.
1.4. Формулирование задач диссертационной работы. 28
ГЛАВА II. Разработка метода низкотемпературной жидкофазной эпитаксии для управляемого 30 получения наногетероструктур в системе AlGaAs/GaAs .
2.1. Расчет скоростей роста и толщин квантово-размерных слоев. 30
2.2. Особенности кристаллизации GaAs/AlGaAs наногетероструктур при низких температурах.
2.3. Исследование наногетероструктур, полученных низкотемпературной жидкофазной эпитаксией .
2.3.1. Методы измерения толщины, состава и уровня легирования субмикронных AlGaAs-слоев.
2.3.2. Толщина и планарность субмикронных эпитаксиальных слоев. 42
2.3.3. Исследование содержания AlAs в твердой фазе при температуре кристаллизации менее 600 С.
2.3.4. Легирование донорами и акцепторами слоев в системе GaAs/AlGaAs при низких температурах.
ГЛАВА III. Низко-пороговые aigaas-гетеролазеры с квантово-размерной активной областью .
3.1. Разработка технологии получения структур гетеролазеров с квантово-размерными слоями.
3.2. Пороговые характеристики РО ДГС лазеров, излучающих на длине волны 850 нм.
3.3. Квантово-размерные AlGaAs-гетеролазеры для диапазона длинволн 730-850 нм.
3.3.1. Особенности технологии выращивания структур РО ДГС лазеров для диапазона длин волн 730-850 нм .
3.3.2. Пороговые характеристики РО ДГС лазеров, излучающих в диапазоне длин волн 730-850 нм.
3.4. Разработка технологии изготовления полосковых лазеров миллиамперного диапазона пороговых токов.
3.4.1. Меза-полосковые гетеролазеры. 66
3.4.2. Гетеролазеры с полосковой геометрией, задаваемой профилем подложки.
3.4.3. Зарощенные меза-полосковые лазеры. 72
ГЛАВА IV. Высокоэффективные фотоэлектрические преобразователи энергии в системе Al-Ga -
4.1. Исследование фотоэлектрических свойств гетероструктур с ультратонким "широкозонным окном".
4.2. AlGaAs/GaAs фотоэлементы для преобразования неконцентрированного (1 солнце) солнечного излучения .
4.3. Фотоэлементы в системе Al-Ga-As для преобразования концентрированного (до 1000 крат) солнечного излучения.
4.3.1. Методика получения гетероструктур. 96
4.3.2. Характеристики полученных солнечных элементов. 99
4.4. Солнечные элементы в системе Al-Ga-As для преобразования солнечного излучения сверхвысокой (до 6000 крат) концентрации.
4.4.1. Технология получения гетероструктур. 103
4.4.2. Оптимизация конструкции солнечных элементов, преобразующих солнечное излучение сверхвысокой концентрации.
4.4.3. Характеристики солнечных элементов. 114
4.5. Двухпереходные солнечные элементы на основе GaAs/AIGaAs гетероструктур.
4.5.1. Применение низкотемпературной жидкофазной эпитаксии для получения двухпереходных монолитных каскадных гетероструктур.
4.5.2. Исследование характеристик элементов каскада. 122
4.5.3. Монолитный двухпереходный солнечный элемент.
4.6. Высокоэффективные преобразователи лазерного излучения на основе гетероструктуры AlGaAs/GaAs.
4.7. Бетавольтаические преобразователи излучения. 129
ГЛАВА V. Фотоэлектрические преобразователи излучения на основе узкозонных полупроводников (GaSb, Ge). 137
5.1. Формирование и исследование диффузионного профиля р/п перехода в GaSb.
5.2. Жидкофазная эпитаксия GaSb. 144
5.3. Получение фотоэлектрических преобразователей солнечного излучения на основе GaSb.
5.4. Механически стыкованные двухкаскадные солнечные элементы на основе GaAs и GaSb.
5.5. Термофотоэлектрические элементы: перспективы улучшения эффективности.
5.6. Термофотоэлектрические элементы на основе GaSb. 178
5.7. Термофотоэлектрический генератор. 184
5.8. Термофотоэлектрические элементы на основе Ge. 201
5.9. Монолитные каскадные термофотоэлектрические элементы. 205
Заключение 211
Литература
- Аппаратурное оформление процесса жидкофазной эпитаксии
- Исследование наногетероструктур, полученных низкотемпературной жидкофазной эпитаксией
- Особенности технологии выращивания структур РО ДГС лазеров для диапазона длин волн 730-850 нм
- AlGaAs/GaAs фотоэлементы для преобразования неконцентрированного (1 солнце) солнечного излучения
Введение к работе
Настоящая диссертационная работа посвящена разработке технологии получения квантово-размерных и туннельно-тонких слоев в системе AIUBV методом низкотемпературной жидкофазной эпитаксии (НТ ЖФЭ), а также получению и исследованию низкопороговых лазеров и фотоэлектрических преобразователей излучения на основе наногетероструктур, выращенных данным методом.
Актуальность работы определяется необходимостью развития и совершенствования целого класса приборов полупроводниковой оптоэлектроники и микроэлектроники, что в свою очередь, определяется возможностью эпитаксиального выращивания совершенных ультратонких слоев.
Так, в полупроводниковых гетеролазерах с раздельным ограничением инжектированных носителей (РО ДГС лазерах) уменьшение толщины активной области до <10 нм приводит к снижению плотности порогового тока до -100 А/см , что делает возможным создание лазеров миллиамперного диапазона абсолютных пороговых токов. В гетерофотоэлементах при уменьшении толщины широкозонного окна вплоть до нескольких нанометров наблюдается увеличение коротковолновой чувствительности (в фиолетовой и ультрафиолетовой области), что ведет к росту эффективности преобразования, например, солнечного излучения.
С середины 70-х годов специально для выращивания структур с ультратонкими слоями интенсивно развиваются метод газофазной эпитаксии из металл органических соединений и метод молекулярно-пучковой эпитаксии, которые к настоящему времени уже можно рассматривать как традиционные.
В связи с этим метод жидкофазной эпитаксии, широко использовавшийся в промышленности при производстве гетерофотоэлементов космического назначения, высокоэффективных светодиодов и ряда других приборов с
относительно толстыми слоями, не рассматривался как перспективный для выращивания структур с ультратонкими слоями. Проблема развития метода ЖФЭ для выращивания таких структур привела к появлению способов кристаллизации ультратонких слоев, основывающихся на кардинальном снижении времени контакта раствора-расплава с подложкой. Например, в работах [1,2] при выращивании структур в системе InGaAsP это время составляло несколько миллисекунд, что достигалось при ускоренном скольжении подложки под расплавом.
Что касается системы GaAs/AlGaAs, то для нее этот способ неприемлем из-за образующегося окисла на поверхности выращенного слоя. Среди других способов выращивания ультратонких слоев, известных из литературы, следует отметить метод капиллярной эпитаксии [3, 4], метод импульсного охлаждения подложки [5].
Существует, однако, еще одна принципиальная возможность получения субмикронных слоев - снижение температуры процесса кристаллизации и, как следствие, скорости роста. Опыт выращивания и исследования подобных слоев к началу данной работы практически отсутствовал.
Целью работы являлось исследование возможности применения метода низкотемпературной (ТкрИст. < 600 С) жидкофазной эпитаксии для выращивания субмикронных (вплоть до нескольких нанометров) эпитаксиальных слоев GaAs и AlGaAs и создание на их основе высокоэффективных гетерофотопреобразователей и инжекционных гетеролазеров с низкими пороговыми токами генерации.
Научная новизна и практическая ценность работы заключаются в следующем:
Результаты исследования низкотемпературного участка диаграммы состояния системы Al-Ga-As, зависимостей скоростей эпитаксиального роста субмикронных (вплоть до нескольких нанометров) слоев от времени и зависимостей концентрации свободных электронов и дырок в твердой фазе от содержания легирующих примесей в расплавах позволяют осуществлять
кристаллизацию эпитаксиальных слоев заданной толщины, состава и уровня легирования при ТкрИст. < 600 С.
С помощью разработанной технологии получены инжекционные (РО ДГС) гетеролазеры с квантово-размерной активной областью, имеющие пороговую плотность тока ~120А/см и абсолютное значение порогового тока 2,0 мА.
Разработанной технологией получены GaAs/AlGaAs гетероструктуры с различной толщиной широкозонного «окна» (вплоть до ~2 нм), в которых наблюдалось повышение фоточувствительности в коротковолновой области спектра с уменьшением толщины поверхностного слоя.
На основе наногетероструктур, выращенных методом
низкотемпературной (НТ) жидкофазной эпитаксии, получены гетерофотопреобразователи с близкими к предельным КПД=24,7% преобразования солнечного излучения (АМО, 100 солнц), 27,6% для солнечного излучения вблизи земной поверхности (AM1,5D, 255 солнц), а также высокоэффективные солнечные элементы для преобразования солнечного излучения сверхвысокой концентрации (вплоть до 6000 солнц) с максимальной из известных эффективностью 26,2 % (AM,5D) при концентрации в 1000 солнц, а также высокоэффективные (56%) фотопреобразователи лазерного излучения.
Впервые методом жидкофазной эпитаксии получены монолитные двухпереходные GaAs/AlGaAs солнечные элементы с КПД 20,3 % (АМО, 5 солнц).
На основе наногетероструктур, выращенных методом низкотемпературной жидкофазной эпитаксии, получены высокоэффективные бета-элементы, использующиеся для преобразования радиолюминесцентного излучения люминофоров на основе трития и прямого преобразования энергии бета-частиц.
Исследованы закономерности диффузии цинка из газовой фазы в GaSb и изопериодные твердые растворы, определена зависимость глубины залегания
/>-/?-перехода от параметров проведения диффузии в квазизамкнутом объеме.
Исследованы особенности диффузии в GaSb через полупроницаемые пленки. Определены режимы диффузии, обеспечивающие формирование заданного рельефа диффузионного фронта. Впервые в отечественной практике созданы диффузионные фотоэлементы на основе GaSb, которые по эффективности фотоэлектрического преобразования не уступают лучшим зарубежным аналогам.
Исследованы закономерности легирования эпитаксиальных слоев GaSb теллуром и германием в процессе жидкофазной эпитаксии. Установлена значительная зависимость коэффициента распределения теллура от температуры эпитаксии.
Разработаны высокоэффективные фотоэлементы на основе германия с тонким (0.1 мкм) широкозонным окном GaAs, выращенным низкотемпературной ЖФЭ и р-п переходом, сформированным с помощью диффузии цинка из газовой фазы.
Разработаны узкозонные фотоэлектрические преобразователи каскадного типа в монолитном исполнении (GaSb/GalnAsSb). Показана перспективность применения таких каскадных фотоприемников в фотоэлектрических преобразователях концентрированного солнечного излучения и в термофотоэлектрических генераторах. Созданные монолитные каскадные преобразователи на основе тандема GaSb/GalnAsSb не имеют аналогов как в отечественной, так и зарубежной практике.
Разработаны и созданы GaAs/AlGaAs однопереходные солнечные элементы, прозрачные в ИК области, что позволило впервые в отечественной практике получить механически стыкованные каскадные GaAs/GaSb элементы для преобразования концентрированного солнечного излучения.
Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы.
В первой главе дан краткий обзор существующих технологических
методов получения гетероструктур с субмикронными слоями, отмечены предпосылки выращивания AlGaAs-гетероструктур с субмикронными слоями методом ЖФЭ, сформулированы задачи диссертационной работы.
Вторая глава посвящена исследованию скоростей роста эпитаксиальных слоев, методикам измерения параметров кристаллизуемых слоев, особенностям их выращивания. Там же изложены результаты исследования уровня легирования донорами и акцепторами слоев GaAs и AlGaAs в зависимости от содержания в расплаве магния, теллура, германия и кремния и распределения AlAs в твердой фазе слоев, получаемых в выбранном режиме кристаллизации.
В третьей главе приведены результаты получения и исследования низкопороговых инжекционных лазеров раздельного ограничения с длиной волны генерации от 730 до 850 нм. Здесь же обсуждаются различные способы получения гетеролазеров с малым абсолютным пороговым током и приводятся результаты по созданию низкопороговых лазеров с полосковой геометрией.
В четвертой главе представлена технология получения и результаты исследования различных типов фотоэлектрических AlGaAs-гетероструктур с ультратонкими слоями. Приведены основные характеристики высокоэффективных фотоэлектрических элементов, созданных на основе полученных гетероструктур и предназначенных для преобразования плотностей падающего излучения различного уровня.
В пятой главе представлены способы создания и результаты исследования узкозонных фотоэлектрических элементов на основе GaSb и Ge.
Основные положения, выносимые на защиту:
1.Снижение температуры кристаллизации эпитаксиальных слоев и выполненный комплекс исследований низкотемпературного участка диаграммы состояния системы Al-Ga-As ниже 600С позволяют управляемо
получать планарные квантово-размерные слои (1-10 нм) во всем диапазоне составов твердой фазы при скорости роста 0,1-1,0 нм/с.
Проведенные исследования по легированию теллуром, магнием, германием и кремнием при низких температурах кристаллизации позволяют выращивать эпитаксиальные слои с заданным уровнем легирования в следующих диапазонах: для слоев GaAs, 1017см*3 < р < 1018 см"3 - 5-Ю19 см"3, для слоев р AlGaAs - в диапазоне р= 1017 - 1018 см"3 и для слоев п AlxGai.xAs в диапазоне 1017см"3 <п< 1019см'3.
Низкотемпературная жидкофазная кристаллизация ультратонких слоев в системе Al-Ga-As позволяет получать низкопороговые инжекционные гетеролазеры с квантово-размерной активной областью (jn = 120А/см2, Т = 300 К), меза-лазеры и "зарощенные" гетеролазеры полосковой геометрии с пороговым током генерации 2 мА (300 К).
Технология низкотемпературной жидкофазной эпитаксии гетерофотопреобразователей с повышенной чувствительностью в фиолетовой области спектра в системе Al-Ga-As позволяет получать рекордно высокие плотности фототока - 35,6 мА/см в условиях освещения солнечным излучением в околоземном космосе.
Разработанная технология низкотемпературной жидкофазной эпитаксии ультратонких слоев в системе Al-Ga-As в сочетании с оптимизацией параметров гетероструктур, такими как уровень легирования п ир-слоев, глубины залегания и профиля легирования р-п перехода, позволяет получать фоточувствительные гетероструктуры, обеспечивающие преобразование с близкими к предельным значениями КПД=24,7% для космического солнца (100 солнц), КПД=27,6% для солнечного излучения вблизи земной поверхности (AM1,5D; 255 солнц) и с максимальными из известных подтвержденных КПД = 26,2% при 1000 солнцах и КПД = 23% при 5800 солнцах (AM,5D). Такие элементы могут использоваться для эффективного (с КПД = 56%) преобразования энергии мощного лазерного излучения.
Диффузия цинка в GaSb через тонкий слой собственного анодного оксида позволяет существенно увеличить глубину легирования по сравнению с диффузией через открытую поверхность полупроводника. Локальное нанесение анодного оксида на поверхность взаимодействия позволяет формировать сложный диффузионный рельеф в одностадийном процессе.
Низкотемпературная диффузия цинка в GaSb в сочетании с методами локальной обработки материала позволяет воспроизводимо получать солнечные элементы с эффективностью фотоэлектрического преобразования энергии свыше 11 % (АМО, Кс = 102).
Высокоэффективные GaAs/AlGaAs однопереходные солнечные элементы, прозрачные в ИК области, созданные с помощью разработанной низкотемпературной модификации метода жидкофазной эпитаксии, позволяют создавать, в сочетании высокоэффективными солнечными элементами на основе GaSb, механически стыкованные двухпереходные каскадные элементы с КПД преобразования солнечного излучения 29,8% (AM1,5D; 93 солнца).
Апробация результатов работы. Результаты диссертационной работы докладывались на IV-ой Всесоюзной конференции по физическим процессам в полупроводниковых гетероструктурах, Минск, 1986; Всесоюзной конференции по физике полупроводников, Кишинев, 1988; XI IEEE International semiconductor laser conference, USA, Boston, 1988; Всесоюзном совещании по использованию возобновляемых источников энергии в Краснодарском крае, Геленджик 1988; 15-том советско-японском симпозиуме по электронике Москва, 1988; I Всесоюзной конференции "Физические основы твердотельной электроники" Ленинград, 1989; V-ой Всесоюзной конференции по физическим процессам в полупроводниковых гетероструктурах, Калуга, 1990 г.; Joint Soviet-American Workshop on the Physics of Semiconductor Lasers, Leningrad, May-June, 1992; International Conf. on Electronic Materials, Taiwan, 1994; 12st European Photovoltaic Solar Energy
Conf., Amsterdam, 1994; 6th Sede-Boger Simposium on Solar Electricity Productionjsrail, 1994; Conference "Semiconductor Processing and Characterization with Lasers", Stuttgart, Germany, 1994; 1st IEEE World Conference on Photovoltaic Energy Conversion, Hawaii, 1994; 13th European Photovoltaic Solar Energy Conf., Nice, 1995; IV European Space Power Conf, Poitiers, France 1995; V International Conf. on Advanced Materials, Cancun, Mexico,1995; International Solar Forum EuroSun' 96, Freiburg, Germany, 1996; 23rd Int. Symp. Compound Semiconductors, St.Petersburg, 1996; 23 International Symposium on the Semiconductor, Berlin Germany, 1996; 25th IEEE Photovoltaic Specialists Conference, Washington, 1996; 26th Photovoltaic Specialists Conference, Anaheim, 1997; 9th International Workshop on Physics of Semiconductor Devices, Delhi, India, 1997; 14th European Photovoltaic Solar Energy Conference and Exibition, Barselona, Spain 1997; 2nd IEEE World Conference on Photovoltaic Energy Conversion, Vienna, 1998; International Conference "Physics at the Turn of the 21 st Century", St. Petersburg, Russia, 1998; European Space Power Conference (EPSC-98), Tarragona, Spain 1998; 4th NREL Conference on Thermophotovoltaic Generation of Electricity, Denver, CO, 1998; The International PVSEC-11, Sapporo, Japan, 1999; The 28th IEEE Photovoltaic Specialists Conference, Alaska, September, 2000; 12th International Photovoltaic Science Conference, Cheiu Island, Korea, June, 2001; 17th European Photovoltaic Solar Energy Conference, Munich, Germany, October, 2001; Fifth ISTC Scientific Advisory Committee Seminar, St. Petersburg, May, 2002; 29th IEEE Photovoltaic Specialists Conference, New Orleans, Louisiana, May, 2002; 3nd World Conference and Exhibition on Photovoltaic Solar Energy Conversion, Japan, Osaka, May, 2003.
Аппаратурное оформление процесса жидкофазной эпитаксии
Процесс выращивания структур методом жидкофазной эпитаксии осуществляется на установке, принципиальная схема которой приведена на рис. 1.1. Эпитаксия проводится в кварцевом реакторе в потоке чистого водорода [20]. Необходимую степень чистоты очистки водорода достигалась с использованием палладиевых фильтров в установке ОДВ-4. Температура в рабочей зоне печи контролировалась платина - платино-родиевой термопарой с помощью цифрового вольтметра Щ-300. Для нагрева применялась промышленная печь СДО с тепловой трубой, обеспечивающей температурное плато ± 1 на длине 30 см. Рост гетероструктур осуществлялся нами в графитовых кассетах поршневого или комбинированного типа [36, 37]. В кассетах подобного типа реализована возможность очистки расплавов перед началом роста слоев от окисной пленки путем проталкивания расплава через входную щель высотой 300-400 мкм. До начала процесса кристаллизации проводился высокотемпературный (800С) отжиг раствора-расплава с целью его гомогенизации. Управление частями кассеты производилось с помощью молибденовых штоков через фторопластовые уплотнители. Для выращивания однослойных структур была сконструирована высокопроизводительная графитовая кассета комбинированного типа с горизонтальным расположением GaAs подложек (рис.1.2.). Особенность данной кассеты состоит в том, что многоярусный держатель подложек одновременно является и поршнем. Заливка раствора расплава во время роста происходит сразу по всем ярусам. Кристаллизация проходит из ограниченного объема расплава высотой 0,3 мм. Конструкция кассеты позволяет проводить удаление расплава с поверхности подложки в любой момент роста.
Для получения многослойных GaAs/AlGaAs гетероструктур использовалась кассета «поршневого» типа (рис. 1.4) [38, 39]. В такой кассете перед заливкой на подложку расплав продавливается через щель высотой 300-400 мкм с помощью поршня, очищаясь при этом от окисной пленки. Замена расплавов на подложке осуществляется вытеснением одного расплава другим. Таким образом, поверхность структуры во время роста слоев всегда защищена от окисления слоем расплава, что снижает количество микродефектов. При этом решается проблема смачивания подложки при выращивания нового слоя. Это обстоятельство имеет особое значение при низкотемпературной эпитаксии многослойных AlGaAs гетероструктур. Кристаллизация может производиться из очень тонкого слоя расплава на подложке, что обеспечивает низкие скорости роста и планарность структуры. Число расплавов в кассете было доведено до 15, что позволило выращивать за один процесс слои с широким набором параметров. В качестве подложек обычно использовались пластины GaAs марки АГЧО ориентации (100) с концентрацией носителей (1-2)-1018 см"3 и плотностью дислокаций 5 10"4 см"3. С поверхности подложек перед эпитаксией стравливалось около 20 мкм GaAs в травителе состава H2S04:H202 = 4:1 или НгЗО ЬЬС НгО = 5:1:1 с целью удаления нарушенного слоя. Необходимо отметить, что при всех своих преимуществах метод жидкофазной эпитаксии несколько ослабил свои позиции в последнее время по сравнению с другими методами при решении задачи выращивания структур с ультратонкими слоями. Вместе с тем, неиспользованным до недавнего времени оставался диапазон температур кристаллизации менее 600 С [40], в котором значительно снижается растворимость мышьяка в галлии по сравнению с более высокими температурами и, следовательно, должна существенно уменьшиться скорость роста, что позволило бы более точно управлять толщиной растущего слоя.
Проведем несложный расчет для толщины слоя GaAs, кристаллизующегося, например, при снижении температуры от 500 С до 490 С из расплава галлия высотой 1 мм на подложку GaAs. Допустим, что скорость охлаждения настолько невелика, что все пересыщение, образовавшееся в объеме расплава, снимается подложкой. В подобных условиях толщина выращенного слоя будет определяться, в основном, отношением изменения концентрации в жидкой фазе к концентрации полупроводника в твердой фазе, а также высотой расплава: где Со, C(t) - концентрация мышьяка в начальный и конечный момент времени в жидкой фазе. Следовательно, из расплава высотой 1 мм, насыщенного на температуру 500 С при охлаждении до 490 С на подложке должен кристаллизоваться слой арсенида галлия расчетной толщины 78,5 нм. В этом случае при охлаждении на 1 С будет образовываться слой толщиной 7,5-8 нм. Если скорость охлаждения системы составляет 1 град/мин, то время кристаллизации слоя толщиной -7,5 нм составит 60 секунд, что является вполне достаточным для замены расплавов над подложкой или прекращения кристаллизации, т.е. такой процесс роста мог бы быть легко управляемым. Следует отметить, что в случае выращивания твердого раствора толщина кристаллизуемого слоя будет еще меньше за счет снижения растворимости мышьяка при введении алюминия в расплав.
Исследование наногетероструктур, полученных низкотемпературной жидкофазной эпитаксией
Расчетные и экспериментальные зависимости скоростей роста и толщин кристаллизующихся слоев от времени изображены на рис.2.1 и 2.5 На рис.2.1. также приведены экспериментальные значения, связанные с двумя температурами начала кристаллизации: верхняя группа точек (с учетом погрешностей измерений) при Т„ = 530С, нижние точки при Т„ = 450С. Толщины слоев менее 20 нм методом ОРФЭС. Полученные этим методом распределения AlAs представлены на рис.2.6. и 2.7. Для измерения толщин ультратонких слоев также использовались методы эллипсометрии и анодного окисления. Экспериментальные зависимости, полученные для GaAs, кристаллизующегося при Т = 560С и для твердых растворов AlxGai.xAs с х = 0.7 представлены на рис. Из приведенных результатов следует, что скорости роста для Т = 500-400С того же порядка (10 -1 нм/с), что и в методах МПЭ и МОГФЭ. При выращивании структур с квантово-размерными слоями весьма важным является вопрос о планарности гетерограниц и толщине переходных слоев. Выше отмечалось, что регистрируемое методом ОРФЭС размытие гетерограниц складывается из "переходных" и непланарности гетерограниц. В приведенных на рис.2.6 и 2.7 распределениях состава размытие большинства гетерограниц менее порога чувствительности метода, т.е. в этих структурах флуктуации толщины слоев и переходные слои в сумме не превышают 1-1.5 нм. Этот вывод находится в соответствии с полученными из фотолюминесцентных исследований данными о высокой степени планарности (± 1 монослой) квантово-размерных слоев (полуширина полосы фотолюминесценции составляла 10 мэВ при 77К). Принципиально важным является вопрос об эффективности излучательной рекомбинации квантово-размерных AlGaAs-слоях, полученных НТ ЖФЭ. Два факта - достижение значений внешнего квантового выхода — 1% и его постоянство в диапазоне 77-300К -свидетельствуют о реализации значений внутреннего квантового выхода излучательной рекомбинации, близких к 100% при плотности возбуждения более 100 А/см . Вследствие малой толщины кристаллизуемых слоев исследование низкотемпературного участка диаграммы состояния AlGaAs представляет определенные трудности, что является причиной ограниченности имеющихся в литературе данных по росту и свойствам слоев AIxGai.xAs, полученных при Т 600С. Для определения содержания AlAs и концентрации носителей в твердой фазе использовались методы ОРФЭС и комбинационного рассеяния света. ]
При исследовании зависимостей состава твердых растворов AlxGai.xAs от содержания А1 в расплаве (рис.2.8,а) насыщение жидкой фазы производилось на 600, затем начиналось охлаждение системы, после чего расплав приводился в контакт с подложкой при температурах 600, 550, 500, 450 и 400С и рост слоя осуществлялся в температурном интервале 0.5-1.5 С. Толщины слоев, получаемые в этих условиях составляли 20-30 нм. Из зависимостей концентрации AlAs от температуры кристаллизации для четырех исходных составов жидкой и твердой фаз (рис.2.8,б) следует вывод, что имеет место тенденция к увеличению концентрации AlAs при снижении температуры как при высоких, так и при низких исходных концентрациях AlAs. Для получения данных по низкотемпературному легированию слоев AlxGai.xAs и GaAs использовались методы комбинационного рассеяния света, Холла и вольт-емкостных характеристик барьера Шоттки ртуть-полупроводник. Кривая на рис.2.9,а является зависимостью концентрации дырок от содержания кремния в расплаве при температурах роста 450-400С. Верхняя кривая на рис.2.9,б демонстрирует линейный ход зависимости концентрации дырок от содержания Ge в расплаве для тех же температур роста вплоть до концентрации р = 5-Ю19 см 3 при 7 ат.% германия в расплаве. При легировании магнием слоя твердого раствора AIGaAs с содержанием AlAs 65% (Тр0СТа = 600-550С, нижняя кривая рис.2.9, б) наблюдается насыщение уровня легирования (р = 1018 см 3) при содержании магния в расплаве 0.1 ат.%. Зависимости, приведенные на рис.2.10,а (легирование теллуром), получены на слоях AlxGaj.xAs, выращенных в температурном интервале 620-550С. На рис.2.10,6 кривые 1, 2, 3 соответствуют концентрации NTe в расплаве: 1 -8-Ю"3 ат.% Те, 2 - 0.8-1 О 3 ат.% Те, 3 - 0.2-1 О 3 ат.% Те. Видно, что коэффициент сегрегации теллура в AIGaAs уменьшается на два порядка при увеличении х от 0.1. до 0.5 и увеличивается при росте х от 0.5 до 0.8. Необходимым условием для создания высокоэффективных солнечных элементов является оптимальное легирование фотоактивной GaAs области, широкозонного окна AIGaAs и контактного слоя при низких температурах. Для создания областей р-типа в качестве легирующей примеси в GaAs использовался магний. Использование германия было затруднено вследствие его возможной кристаллизации на поверхности структуры в виде германиевых пирамидок. Было проведено исследование зависимости концентрации дырок в слоях GaAs и Alo.65Gao.35As от содержания легирующей примеси (Mg) в расплаве
Особенности технологии выращивания структур РО ДГС лазеров для диапазона длин волн 730-850 нм
Как и для длинноволновых лазеров, структуры выращивались на подложках и-GaAs (100) и содержали буферный слой «-GaAs (Те), п = 1018 см"3, d = 1.5 мкм), слой широкозонного эмиттера «-Alo.7Gao.3As (Те, п = (2-5)-10 см , d = 1-1.5 мкм), два нелегированных волноводных слоя AlxGai.xAs (d = 0.15 мкм, х = 0.28-0.36), окружающих квантово-размерную область AlxGai.xAs (х = 0.03-0.22, d = 150 А), широкозонный эмиттер /7-Alo.7Gao.3As (Mg, р = 5-Ю17 см"3, d = 0.8 мкм) и контактный слой /?+-GaAs (Ge, р = 1019 см 3, d = 0.2-0.3 мкм). Верхний широкозонный эмиттер для предотвращения диффузионного смещения р-п перехода в волноводную область выращивания сначала из жидкой фазы без легирующей примеси, затем из расплава, содержащего магний. Во время роста слоя, легированного магнием, р-п переход смещается за счет диффузии магния до границы волновода и второго эмиттера. Послеэпитаксиальная обработка структур и формирование контактов аналогичны описанным в 3.1. Из гетероструктур для исследования пороговых характеристик изготавливались лазеры с широким контактом D = 50-100 мкм и длиной резонатора L = 600-900 мкм. На рис.3.3, кривая 1, представлены результаты измерений пороговой плотности тока гетеролазеров от длины волны излучения. Содержание мольной доли AlAs в активной области варьировалось от 0.03 до 0.22 для лазеров с длиной волны излучения от 850 нм до 730 нм, соответственно. Из кривой 1 видно, что в диапазоне 850-760 нм наблюдается слабое возрастание jn от 120 А-см"2 при Хг = 845 нм до 380 А-см 2 при = 760 нм. При дальнейшем уменьшении Хг происходит более быстрое увеличение пороговой плотности тока: при Хг = 730 нм jn = 800 А-см" . На рис.3.3 для сравнения приведены литературные данные по "коротковолновым" AlGaAs-лазерам, полученным методом МОС-гидридной эпитаксии (кривая 2) [61], с толщиной активной области d = 50 А и данные по лазерам, выращенным методом молекулярно-лучевой эпитаксии, включающим в себя активную область, состоящую из четырех квантово-размерных ям (кривая 3) [62]. Видно, что лазеры с одиночной квантово-размерной ямой (кривые 1 и 2) имеют меньшие значения пороговой плотности тока для Хг 760 нм. При увеличении содержания мольной доли AlAs в активной области в таких структурах ухудшается отношение усиления и плотности тока накачки, что приводит к более быстрому увеличению jn при Хг 760 нм в структурах с одиночной квантово-размерной ямой по сравнению со структурами, содержащими в активной области несколько квантово-размерных ям (кривая 3). В гетеролазерах с квантово-размерной активной областью при одинаковых плотностях накачки для различных значений Хг создается различное усиление, так как при увеличении концентрации AlAs в активной области и соответственном увеличении энергии квантовых уровней уменьшается относительное число носителей, заселяющих нижний уровень энергии, участвующих в излучательных переходах с тяжелыми дырками.
Особенно сильно этот эффект проявляется в исследованных лазерах при Хг 760 нм (левая часть кривой 1). Кривая 4 на рис.3.3 представляет зависимость пороговой плотности тока от длины волны генерации для лазеров, изготовленных из одной структуры с d = 150 А, уменьшение длины волны генерации в которых происходит при уменьшении длины резонатора от 700 до 40 мкм. Увеличение потерь на выход излучения при уменьшении длины резонатора в этих лазерах приводит к эффекту насыщения усиления на переходах с квантовых уровней n = 1 и сдвигу максимума усиления на уровни n = 2. Такой сдвиг сопровождается увеличением как пороговой плотности, так и длины волны генерации. Видно, что кривая 4 имеет сильную зависимость пороговой плотности тока от длины волны генерации, так же как и кривая 1 в диапазоне длин волн генерации менее 760 нм, поскольку увеличение пороговой плотности тока в обоих случаях связано с перераспределением носителей на более высокие энергетические уровни.
Существует множество различных способов создания лазеров полосковой геометрии из пластин с выращенной структурой [63, 64]. Наиболее широко используемые из них представлены на рис.3.4. В случае, изображенном на рис.3.4,а, мезаполосковая структура лазера создается путем травления. После нанесения металлических контактов осуществляется завершающая операция скалывания граней, в результате которой формируется резонатор Фабри-Перо. В такой конструкции для изоляции боковых участков не надо создавать окисную изоляцию или проводить протонную бомбардировку. Боковое ограничение тока достигается за счет высокого контактного сопротивления между металлом и слаболегированным /?-AlGaAs. На рис.3.4, б, показана структура гетеролазера с каналом в подложке. Формирование канала в подложке проводят перед выращиванием эпитаксиальных слоев. Для создания зарощенного полоскового лазера используется многослойная эпитаксиальная структура с соответствующим содержанием алюминия и легирующих примесей. Фотолитографическим способом формируется полоска соответствующей ширины на поверхности структуры. Затем, вместо стравленных областей наращиваются слои р и л-AlGaAs. Ток ограничивается в центре полоски, так как восстановленный р-п переход, окружающий центральную область, смещен в обратном направлении. На рис.3.4, д, показана структура полоскового лазера, в котором для ограничения ширины полоски используется V-образная канавка. Канавка формируется травлением поверхности структур. С помощью диффузии цинка прилегающий слой л-AlGaAs преобразуют под V-канавкой в слой /?-типа. Глубина диффузии определяется профилем V-образной канавки.
AlGaAs/GaAs фотоэлементы для преобразования неконцентрированного (1 солнце) солнечного излучения
Гетероструктура для формирования AlGaAs/GaAs солнечных элементов, преобразующих неконцентрированное (1 солнце) солнечное излучение, состоит из буферного л-GaAs слоя, фотоактивного p-GaAs слоя и /7-AlGaAs широкозонного «окна». Рост таких структур производился в два этапа, на каждом из которых методом жидкофазной эпитаксии формировалась п или р область гетероструктуры. Для выращивания однослойных структур была сконструирована графитовая кассета комбинированного типа с горизонтальным расположением GaAs подложек (рис 1.2). Температурно-временной режим и состав жидкой фазы такого процесса приведены в Таблице 4.1. В случае необходимости выращивания большего количества (вплоть до 50) структур за один процесс с общей площадью 350 см2, была сконструирована кассета, схематически изображенная на рис. 1.3. На первом этапе формирования гетероструктуры из расплава высотой 0,3 мм при температуре начала кристаллизации 850-800С выращивался буферный л-GaAs слой, легированный Sn (концентрация Sn в жидкой фазе составляла 4 атомных процента). Выбор олова обусловлен его меньшим (приблизительно в 103 раз) коэффициентом сегрегации, чем у теллура, что обеспечивает лучшую воспроизводимость уровня легирования [20, 109, 110]. Необходимость роста буферного слоя обусловлена выбором подложки. В отличие от подложек GaAs марки АГНК, имеющих низкий уровень дефектности и вследствие этого позволяющих обходиться без дополнительного буферного слоя, подложки АГЧО, содержащие 5-10 см"3 дислокаций, требуют наращивания достаточно толстого качественного буферного л-слоя, заращивающего имеющиеся в подложке дефекты. Буферный слой растился до достижения толщины 15 мкм, а затем при температуре 800С расплав удалялся с подложек путем перемещения подложек под свод высотой 50 для получения слоя с постоянной концентрацией. На втором этапе получения гетероструктуры проводилась жидкофазная эпитаксия p-AlGaAs широкозонного «окна» из расплава, легированного Zn (4 атомных процента Zn в жидкой фазе) и одновременно проходила диффузия Zn из жидкой фазы в и-GaAs буферный слой для формирования p-GaAs фотоактивного слоя. Начальная температура кристаллизации составляла 630-600С, рост проходит в течение 1.5-2 часов при охлаждении расплава на 20-30. Поскольку получаемый р-п переход является диффузионным, то на границе рип областей формируется градиент концентрации, что приводит к образованию встроенного электрического поля. Кроме того, в полученном р-п переходе не образуются дефекты, связанные с границей раздела двух эпитаксиальных слоев.
В результате проведения двухстадийной жидкофазной эпитаксии были получены следующие гетероструктуры: я+-подложка АГЧО, легированная 1ft оловом, и=(2-4)-10 см", толщиной 450 мкм; буферный л-GaAs слой (легирование Sn, п=(\-2)-10 см , 10-15 мкм); p-GaAs диффузионный фотоактивный слой (легирование Zn, /?=1018-1019 см"3, 0,5-2,0 мкм); /7-Alo.gGao.2As эпитаксиальный слой (легирование Zn,/? 1018CM"3, 300 нм). Измерения толщины и уровня легирования выращенных гетероструктур проводилось методом комбинационного рассеяния света с одновременным послойным анодным окислением. На рисунке 4.7 представлены профили распределения концентрации свободных носителей заряда по толщине /7-GaAs слоя, полученного методом диффузии цинка из расплава в л-GaAs с различной концентрацией доноров во время кристаллизации / AlGaAs слоя. Глубина залегания р-п перехода для подобных структур составляла от 0,5 мкм (кривая 1) до 1,5 мкм (кривая 3). Гетероструктуры с толщиной /7-GaAs эмиттера менее 1 мкм необходимы для создания радиационно стойких солнечных элементов. Элементы для преобразования неконцентрированного солнечного излучения имели размеры 2 см х 2 см. Общий вид контактной сетки на фронтальной стороне солнечного элемента представлен на рис. 4.8. Сетка состоит из 20 тонких контактных полосок шириной 30 мкм каждая, соединенных между собой относительно широкой (200 мкм) токосборной шиной. Общее затенение поверхности солнечного элемента контактной сеткой составляет 5%. В процессе постэпитаксиальной обработки слой широкозонного окна удалялся в местах формирования контактных полосок и металлический контакт Pd/Au/Ni/Au осаждался на слой p-GaAs методами вакуумного напыления и химического осаждения. Тыльная сторона гетероструктуры шлифовалась для удаления паразитного р-п перехода и на нее наносился контакт в виде сплошного слоя металла. нечного элемента для преобразования неконцентрированного солнечного излучения После этого на фронтальную поверхность солнечного элемента наносилось антиотражающее покрытие S13N4 или анодный окисел. Минимум отражения света от поверхности такого элемента составлял 5%.
Для минимизации потерь на отражение на поверхность антиотражающего покрытия S13N4 наклеивался слой защитного стекла, а затем на него наносился слой антиотражающего покрытия. Это позволило снизить потери на отражение до 1 %. Основные характеристики полученных солнечных элементов: Величина фототока, достигнутая на солнечных элементах с однослойным антиотражающим покрытием Si3N4, составила 118 мА (АМО). Применение комбинации защитного стекла и многослойного антиотражающего покрытия позволило повысить фототок на солнечном элементе площадью 4 см до 121 мА (солнечный имитатор, АМО). Нагрузочная характеристика солнечного элемента с наклеенным боросиликатным стеклом толщиной 0,5 мм представлена на рисунке 4.9. Фактор заполнения нагрузочной характеристики составил 0,84. Эффективность преобразования солнечного излучения такими солнечными элементами достигла 18,8%. Данные солнечные элементы используются как для наземного, так и для космического преобразования солнечной энергии. Основными недостатками подобных солнечных преобразователей являются не очень высокие КПД вследствие низкой плотности солнечного излучения, что влечет за собой необходимость создания солнечных батарей большой площади с использованием большого количества солнечных элементов, что, в свою очередь, делает стоимость получаемой электрической энергии достаточно высокой по сравнению с традиционными видами энергии.
