Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Литературный обзор. 10
1.1. Собственные точечные дефекты в кремнии 19
1.2, Растворимость точечных дефектов в полупроводнике 23
Глава 2. Термодинамшса образования точечных дефектов . 31
2.1. Свободная энергия системы расплав-полупроводник, 31
2.2. Минимизация свободной энергии Гиббса методом неопределенных коэффициентов Лагранжа 34
2.3. Определение положения уровня Ферми. 37
2.4. Расчет активности примеси в расплаве. 46
2.5. Определение термодинамических параметров образования примеси в кремнии и германия. 51
2.6. Моделирование совместной растворимости фосфора и алюминия в кремнии 57
2.7. Выводы ко второй главе: 61
Глава 3. Термодинамшса образования собственных точечных дефектов в кремнии . 63
3.1. Зарядовые состояния собственных точечных дефектов в кремнии 63
3.2. Термодинамика образования вакансий и междоузельных атомов . 68
3.3. Влияние электронной подсистемы на соотношения между концентрациями вакансий и междоузельных атомов в кремнии. 73
3.4. Вывода к третьей главе: 77
Глава 4 Влияние электронной подсистемы и условий выращивания на дефектообразование 81
4.1 Изменение модели Воронкова для случая легированного полупроводника. 83
4.2. Моделирование распределения микродефектов в кремнии в процессе выращивания , 90
4.3. Влияние легирования на распределение микродефектов в бездислакационном кремнии в процессе выращивания. 95
4.4. Выводы к четвертой главе: 98
Глава 5. Термодинамика растворимости одиночных атомов в систме квантовых точек 99
5.1.Рассмотрение задачи растворимость одиночных атомов в системе квантовых точек
методом минимизации свободной энергии Гиббса. 100
5.2. Критерии эффективного введение в квантовые точки одиночного атома примеси. 103
5.3. Моделирование растворимости атомов фосфора в системе германиевых квантовых точек. 104
5.4. Выводы к пятой главе: 106
Выводы по диссертации: 109
Список литературы: 110
Список работ автора диссертации: 118
Приложение 120
- Растворимость точечных дефектов в полупроводнике
- Минимизация свободной энергии Гиббса методом неопределенных коэффициентов Лагранжа
- Термодинамика образования вакансий и междоузельных атомов
- Моделирование распределения микродефектов в кремнии в процессе выращивания
Введение к работе
Проблема получения материалов и структур с заданными свойствами является основной проблемой материаловедения полупроводников. Необходимые электрофизические, оптические и др. свойства достигаются путем легирования - введением соответствующих примесных атомов в процессе роста кристаллов. Свободные носители заряда - электроны и дырки, атомы примесей, собственные дефекты кристалла - вакансии, междоузельные атомы, различные ассоциации примесей и собственных дефектов решетки относятся к широкому классу точечных дефектов. Разнообразие свойств полупроводниковых материалов и структур для практических применений достигается направленным введением тех или иных дефектов и варьированием их концентраций.
Управление процессами образования дефектов в полупроводниках и их взаимодействием являются основой для ряда современных технологий микро- и нано- электроники. В последнее время интенсивно развивается направление физики полупроводников, получившее название defect engineering, основной целью которого является управление процессами образования дефектной структуры с заданными свойствами.
Сейчас, когда; достаточно хорошо разработаны методы управления содержанием и распределением легирующих примесей в кремнии, особое внимание уделяется выяснению природы; и управлению собственными точечными дефектами, а также влиянию, которое оказывает наличие примеси на процессы их формирования в растущих кристаллах. Также большой интерес представляют собой процессы легирования наноразмерных структур, которые являются: основой для наиболее перспективных полупроводниковых технологий.
Для совершенствования современных технологий необходимо дальнейшее развитие теоретических моделей образования дефектов в полупроводниках, а.также определение их параметров. Это важно как для замены длительных дорогостоящих экспериментов компьютерным моделированием, так и для оптимизации технологических процессов, в основе которых лежат процессы взаимодействия дефектов. Несмотря на достаточно большое количество работ, появившихся по данной тематике в последнее время, эта проблема остается актуальной и недостаточно изученной.
Цель исследований и постановка задачи
Целью настоящей работы является термодинамическое исследование процессов образования электрически активных точечных дефектов в кремнии и их взаимодействие между собой.
Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:
Разработка термодинамической модели, описывающей процессы растворимости примесей с учетом возможности вырождения электронной подсистемы в кремнии.
Изучение влияния электронной подсистемы на процессы образования собственных точечных дефектов - вакансий и междоузельных атомов, с учетом их многозарядности в кремнии.
Рассмотрение влияния условий выращивания кристалла и легирования на формирование собственных точечных дефектов в кремнии, выращенном методом Чохральского.
Моделирование распределения вакансий и междоузельных атомов кремния по объему кристалла в процессе выращивания по методу Чохральского.
5. Термодинамический анализ задачи о взаимодействии системы квантовых точек с примесными атомами.
Научная новизна
Разработана термодинамическая модель растворимости примесей и образования собственных точечных дефектов в двух и трехкомпонентных системах, позволяющая учитывать вырождение электронного газа и многозарядность точечных дефектов в кремнии.
Определены условия преобладания вакансий или междоузельных атомов в зависимости от концентрации и типа легирующей примеси. Показано, что наличие электрически активной примеси может оказывать существенное влияние на тип и концентрацию собственных точечных дефектов в процессе выращивания кремния методом Чохральского. Получено модифицированное, с учетом многозарядности собственных точечных дефектов, выражение для критического значения , определяющего условие смены типа собственных точечных дефектов в процессе выращивания. Получены зависимости критического значения 4t3 от концентрации легирующих примесей, таких как бор, сурьма, золото, марганец.
Показана возможность легирования квантовых точек одиночными примесными атомами и определены условия осуществления данного процесса.
Практическая ценность
Разработан алгоритм обработки экспериментальных данных, позволивший определить термодинамические параметры растворимости алюминия, фосфора, мышьяка, галлия, сурьмы, олова в кремнии с учетом многозарядности дефектов и вырождения электронной подсистемы.
Вычислены значения парциальных энтропии и энтальпий, для растворимости алюминия, фосфора, мышьяка, галлия, сурьмы, олова в кремнии.
3. Определены значения ,=- (V - скорость вытягивания кристалла из расплава, G — осевой градиент температуры вблизи фронта кристаллизации), при котором происходит смета типа собственных точечных дефектов в процессе выращивания кремния методом Чохральского для случая легирования золотом, марганцем, сурьмой и мышьяком..
4. Определены области значения температуры и концентрации примеси при фиксированном; размере квантовых точек, а также области значения размеров квантовых точек и концентрации примеси при фиксированной температуре,. для которых возможно легирование германиевых квантовых точек в кремниевой матрице одиночным атомом фосфора.
Положения, выносимые на защиту
Для точного описания процессов растворимости различных примесей в кремнии необходимо правильное определение положения уровня Ферми с учетом влияния всех зарядовых состояний точечных дефектов.
Увеличение растворимости при совместном легировании кремния донорами и акцепторами связано с влиянием взаимной компенсации и изменением активности компонентов в расплаве.
Преобладание дефектов вакансионного или междоузельного типа связано не только с условиями выращивания (в соответствии с критерием Воронкова), но и процессами легирования кристалла электрически активными примесями.
Эффективное легирование квантовых точек одиночным примесным атомом возможно при наличии кулоновской блокады второго вводимого в квантовую точку примесного атома.
Апробация
Основное содержание работы докладывалось на научных семинарах и конференциях в Ульяновском государственном университете на физико-техническом факультете.
По материалам диссертации были представлены и опубликованы тезисы на следующие конференции: труды международной конференции "Оптика полупроводников" (Ульяновск, 2000 г.), Труды третьей научной конференции "Математическое моделирование" (Ульяновск, 2000 г.), труды второй Российской конференции по материаловедению и физико-химическим основам технологий получения легированных кристаллов кремния. "Кремний 2000" (Москва, 2000 г.), труды международной конференции "Оптика, оптоэлектроника и технологии" (Ульяновск, 2002 г.), совещание по росту кристаллов, пленок и дефектам структуры кремния "Кремний 2002" (Новосибирск 2002 г.), четвертой всероссийской молодежной конференции по физике полупроводников и полупроводниковой опто- и наноэлектронике (Санкт-Петербург, 2002 г.), третьей Российской конференции по материаловедению и физико-химическим основам получения легированных кристаллов кремния и приборных структур на их основе "Кремний 2003" (Москва 2003 г.), труды международной конференции "Оптика, оптоэлектроника и технологии" (Ульяновск 2003 г.)
Личное участие автора
Основные теоретические положения разработаны совместно с профессором Булярским СВ. и д.ф.-м.н. Светухиным В.В. Численное моделирование выполнено автором самостоятельно.
Публикации
Основное содержание работы изложено в 12 публикациях, приведенных в списке pa6oj автора диссертации.
Структура и объем диссертации
Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов по диссертации и приложения. Материал изложен на 136 страницах, включает 61 рисунков, 6 таблиц и библиографический список из 113 наименований.
Растворимость точечных дефектов в полупроводнике
Растворимость большинства примесей в полупроводниках носит ретроградный характер. Явление ретроградносте заключается в том, что максимум растворимости наблюдается выше температуры плавления эвтектики и уменьшается со снижением температуры. Это же явление иногда называют отрицательной ретроградной растворимостью. Нужно отметить, что в большинстве металлических систем, максимум растворимости одного металла в другом имеет место при температуре эвтектики. Такие системы исследовались задолго до полупроводниковых и поэтому максимальная растворимость при; температуре эвтектики считалась правилом, а ретроградное поведение растворяемого вещества - исключением [76].
На возможность появления участка отрицательной растворимости указывалось Ван Лааром в 1908 г., однако,, на его работы внимания не обратили. Только сорок лет спустя, когда подобные кривые растворимости были исследованы подробнее, этой проблеме было уделено должное внимание.
Важным моментом при рассмотрении образования дефектов в полупроводниках является знание равновесной концентрации дефектов и параметров их образования. Одним из важных параметров является парциальная свободная энергия образования дефекта: g = AHAS, (1.1) где ДН -свободная энергия образования дефекта (энтальпия), a AS -колебательная энтропия образования дефекта. Анализ растворимости примесей в полупроводниках можно проводить с микроскопических и с макроскопических позиций. Микроскопический подход основан на рассмотрении механизмов образования дефектов с учетом всех взаимодействий протекающих на атомном уровне. Использование данного подхода для описания различных систем является сложной задачей так как, во-первых трудно учесть все виды взаимодействия дефектов в полупроводнике, а во-вторых эти методы трудоемки и требуют много времени. Тогда как методы, основанные на макроскопическом анализе, опираются на использование феноменологических параметров, которые определяются путем сопоставления теоретических формул с экспериментальными результатами.
Микроскопический подход заключается в рассмотрении энергетических затрат образования примесей на основе представлений о структуре и характере химических связей вещества. Одним из первых микроскопический подход к растворимости примесей в полупроводнике применил Вайзер [77]. В его работе рассматривается модель растворения примесных атомов в узлах кристаллической решетки в виде последовательности некоторых стадий.
Первая стадия заключается в образовании вакансий в решетке растворителя, что в свою очередь требует энергетических затрат, идущих на разрыв химических связей в кристалле и удаления освободившихся собственных атомов из полупроводника. Одновременно с этим происходит испарение атомов примеси, находящихся первоначально в твердой фазе - в собственном кристалле, которые затем переносятся на полупроводник, адсорбируются и диффузионным путем достигают вакансий и конденсируются в них. На третьем этапе примесные атомы в вакансиях кристалла образуют новые химические связи с окружающими атомами кристалла. Таким образом, общая энтальпия растворения определятся; суммой энергетических затрат на каждой стадии.
Энтальпия растворения ДН примесей в кремнии и германии. Элемент АН,эВ [77] АН,эВ [78-80] Sn 0.69 0.56 As 0.6 0.51 Sb 0.64 0.55 Al 0.17 0.59 Ga 0.43 0.67 In 1.28 0.88 С - 2.37 N - 1.64 P - 0.73 Метод Вайзера имеет ряд существенных недостатков, которые ставят под сомнение полученные результаты. Одним из таких недостатков является то, что при расчетах не учитывается ионизация растворяемой примеси , в то время как учет этого явления может привести к значительному уменьшению величины ДН. Другой микроскопический подход заключается в решении квантово-механической задачи, объектом рассмотрения которой является решетка, содержащая точечный дефект. Цель решения состоит в вычислении энергетических параметров, характеризующих образование этого дефекта. Анализ растворимости на основании данного метода был проведен в работах [78-80]. Авторами этих работы разработана модель, согласно которой, на микроскопическом уровне реальный процесс вхождения примесного атома в решетку можно представить в виде серии нескольких последовательных промежуточных стадий: образование вакансии в решетки матричного кристалла, атомизация веществ примеси, связывание примеси в вакантном узлу кристалла, ионизация примесного центра (для; водородоподобных примесей ).
Минимизация свободной энергии Гиббса методом неопределенных коэффициентов Лагранжа
При минимизации свободной энергии необходимо учитывать законы сохранения числа частиц каждого типа и закон сохранения заряда. Таким образом, данный множитель Лагранжа с точностью до знака совпадает с энергией уровня Ферми. Если плотность состояний в валентной зоне и зоне проводимости представить в виде величин, пропорциональных корню из энергии, то формулы для концентрации электронов и дырок можно выразить через интеграл Ферми.
Из выражения (2.27) видно, что положение энергии Ферми оказывает существенное влияние на растворимость примеси. Следует отметить, что EF не является постоянной величиной, а зависит от температуры и концентрации примеси в полупроводнике. Поэтому положение энергии Ферми необходимо определять, решая совместно уравнения нейтральности (2.11) и уравнение для равновесной концентрации примеси в полупроводнике (2.27). Кроме этого также необходимо знать активность примеси в расплаве и параметры дефектообразования - энтальпию и энтропию образования. Активность и параметры дефектообразования могут быть определены из экспериментальных данных в частности по кривым растворимости. Подобные вычисления будут проведены далее.
Известно, что положение уровня Ферми определяет основные физические свойства полупроводника. В то же время положение уровня Ферми существенно изменяется в зависимости от температуры, химической природы легирующих компонентов, а так же от их концентрации. В связи с этим, разработка методик определения изменения положения уровня Ферми в зависимости от температуры и концентрации легирующего компонента является важной как в практических целях, так и для теоретических расчетов [13].
Обычно положение уровня Ферми определяется из уравнения нейтральности полупроводника. Основная сложность численного решения уравнения нейтральности заключается в нахождении интеграла Ферми FV2(//), поэтому для упрощения целесообразно аппроксимировать интеграл Ферми простыми функциями. Аппроксимировать интеграл Ферми одной функцией на всем интервале //є(-оо,со) не удается поэтому обычно различают два случая: сильно вырожденного // » 0 и сильно не вырожденного газа ft « 0 .
Промежуточный случай - 0 наиболее труден для аппроксимаций. На рис.2.1 видно, что при ц -»0 относительные погрешности аппроксимаций, используемых в случае сильно вырожденного и сильно не вырожденного электронного газа быстро возрастают. Так для аппроксимации (2.38) верхний предел применимости составляет // = -1.5. При этом относительная погрешность SFil2 не превышает 0,01 %. Нижний же предел для аппроксимации в случае сильного вырождения с такой же относительной погрешностью составляет/І = -1.5.
Таким образом, на интервале /і є [-1.5,1.5] выражения для интеграла Ферми (2.38) и (2.41) не могут быть использованы. Обычно, для определения значений в этой области пользуются табличными значениями. Но использование табличных значений при моделировании различных процессов является не очень удобно процедурой. Поэтому для получения аналитического выражения необходимо провести численную аппроксимацию интеграла Ферми на интервале ft є [-1.5,1.5] полиномом. В качестве точек для аппроксимации можно взять значения, полученные при численном интегрировании выражения (2.32) для т=1/2. Подобные вычисления были проведены с использованием математического пакета. Ферми от приведенного уровня Ферми. Точки соответствуют значениям, полученным численным интегрированием (2.32) при т=2/2, линии используемые аппроксимации в соответствии с (2.44). Таким образом, подставляя (2.44) в уравнение нейтральности (2.31) и используя в качестве значении для равновесной концентрации дефектов экспериментальные данные по растворимости можно решить уравнение нейтральности и определить зависимость положения уровня Ферми от температуры. На рис.2.3 и рис.2.4. представлены зависимости интеграла Ферми для систем Si-As и Si.-Sn. Экспериментальные данные для расчетов были взяты из [2]. Из рисунков видно, что при уменьшении температуры наблюдается вырождение электронной системы, которое необходимо учитывать при описании процессов дефектообразования.
Термодинамика образования вакансий и междоузельных атомов
Проведем рассмотрение задачи о термодинамике образования вакансий и междоузельных атомов в кремнии, используя полученные ранее выражения для равновесной концентрации многозарядных точечных дефектов.
В соответствии с выражением, полученном во второй главе для концентрации точечных дефектов (2.27), запишем выражение для равновесной концентрации вакансий, находящихся в пяти различных зарядовых состояниях. Как видно для расчета общей концентрации вакансий и междоузельных атомов необходимо знать не только термодинамические параметры образование и значения зарядовых состояний собственных дефектов, но и то, как изменяется положение уровня Ферми в зависимости от температуры и концентрации легирующей примеси. Изменение положения уровня Ферми в зависимости от температуры и концентрации примеси в кремнии можно определить, используя алгоритм расчета, рассматриваемый: во второй главе. Стоит отметить, что данную процедуру можно осуществить основываясь, как на экспериментальных данных по растворимости примесей в кремнии, так и используя термодинамические параметры образования примесей (энтальпии и энтропии образования), которые так же были определены во второй главе диссертации.
Как было сказано выше, вопрос о значении термодинамических параметров образования собственных дефектов в кремнии в настоящее время не решен окончательно. Возможно, что наблюдаемый в литературе разброс данных связан с тем, что при расчетах не всегда корректно учитывается положение уровня Ферми и зарядовые состояния вакансии. По этой причине, определим энтальпию и энтропию образования вакансии в кремнии, основываясь на экспериментальных результатах с учетом электронной подсистемы.
В работе Дэннифера и др. [59], из эксперимента по измерению времени жизни методом позитронной аннигиляции была получена зависимость концентрации отрицательно заряженных вакансий от температуры. Описанной в этой работе метод определения концентрации вакансий является считается наиболее достоверным.
Исследования проводились в нелегированном полупроводнике (2000 Омсм). Таким образом, удалось свести до минимума влияние электронной подсистемы на процесс образования вакансий.
Из обработки экспериментальных данных, авторами этой работы была оценена энтальпия Д#к =3.6 ±0.2 эВ и энтропия образования вакансии ASy, которая лежит в интервале от 6к до Юк. Необходимо отметить, что данные значения были определены с тем предположением, что положение уровня ферми не зависит от температуры и совпадает с положением; уровня, создаваемого междоузельным атомом. Мы провели обработку данных, полученных в работе [59]. Зависимость уровня Ферми определялась из решения уравнения нейтральности для нелегированного полупроводника. Вклад вакансий в уравнение электронейтральности не учитывался из-за их малой концентрации по сравнению с концентрацией собственных носителей.
Экспериментальные данные для концентрации отрицательно заряженных вакансий, приведенные в [59], а также знание положения уровня Ферми позволяют получить из (3.1) зависимость концентрации вакансий в нейтральном состоянии (см. рис. 3.3). Выражение для концентрации нейтрально заряженных вакансий имеет наиболее простой вид и может быть переписано в виде. Влияние электронной подсистемы на соотношения между концентрациями вакансий и междоузельных атомов в кремнии.
Одним из наиболее важных вопросов при моделировании процессов дефектообразования в кремнии является вопрос о соотношении между равновесными концентрациями собственных точечных дефектов — вакансий и междоузельных атомов, как в чистых, так и легированных полупроводниках.
Проведем расчет равновесной концентрации собственных точечных дефектов в кремнии. При расчетах будем считать, что энтальпия и энтропия образования нейтральной вакансии равны Шг = 3.4 ± 0.1 эВ, ASr = (7.7 ± 0.1) к. Также в связи с не определенной ситуацией со значениями энтальпии и энтропии образования нейтрального междоузельного атома будем считать, что значения данных величин совпадают со значениями для нейтрально заряженной вакансии AHj =3.4±0.1 эВ, AS{ =(7.7±0.1)к..
Моделирование распределения микродефектов в кремнии в процессе выращивания
По мере охлаждения.. растущего кристалла вакансии и собственные междоузельные атомы, присутствующие в кремнии, могут диффундировать, аннигилировать и собираться в агломераты. Считается, что агломераты собственных точечных дефектов действуют как центры зарождения окислительных дефектов упаковки. Исследование образования микродефектов в кристаллах кремния, выращиваемых из расплава, и формирование в них центров преципитации кислорода выявили определяющую роль структурных точечных дефектов в этих процессах [23]. Поэтому для управления структурными дефектами необходимо управлять концентрацией и распределения собственных точечных дефектов, их. агломерацией и взаимодействием с примесями.
В настоящее время существует несколько подходов к моделированию распределения дефектов в кремнии, основанные на различных математических алгоритмах решения дифференциальных уравнений в частных производных [21-24]. Большинство из них требуют достаточно серьёзные вычислительные возможности, которые не всегда являются доступными. Наиболее простой подход к данной проблеме был предложен в работе [20] для не легированного кремния. Данная схема основывалась на следующих рассуждениях. Согласно модели, предложенной Воронковым, на характерном расстоянии / = 2ATM2/G (н, +HV) от фронта кристаллизации концентрация собственных точечных дефектов, существенно уменьшается из-за аннигиляции пар точечных дефектов. 1. достаточно малой концентрацией не доминирующих собственных точечных дефектов, чтобы абсолютная величина концентрации доминирующих дефектов в каждом локальном объеме сохранялась во времени практически неизменной, при отсутствии диффузии. 2. большой (по сравнению с предыдущей: стадией - стадией преимущественной аннигиляции пар собственных точечных дефектов) длительностью процесса диффузионного сглаживания , так как конденсация точечных дефектов начинается на расстоянии «10 см от фронта кристаллизации.
Во время роста обычно меняют скорость вытягивания. Поэтому в каждой точке кристалла, удаленной от границы раздела на расстояние rf, устанавливается концентрация, определяемая значениями V и G0 для данной точки. При дальнейшем охлаждении кристалла профиль объемной концентрации собственных точечных дефектов сглаживается благодаря протеканию заметной диффузии и аннигиляции точечных дефектов (до начала их конденсации при Т = 1470 -1270І:).
Присутствие примеси может оказывать существенное влияние на поведение собственных дефектов. Рассмотрим подробнее влияние примеси на процессы образования микродефектов, вызванное изменением положения уровня ферми причиной на примере изменения радиуса кольцевой области, создаваемой окислительными дефектами упаковки в процессе выращивания кремния (OSF- кольцо). OSF-кольцо привлекло много внимания как дефектная структура в кремнии, выращенном методом Чохральского. Кольцо обнаруживается рентгеновской топографией пластин после влажного окисления. Структура кольца представлена на рис.4.5. Вне OSF-кольца имеется кольцевая область почти не содержащая микродефектов. Рентгеновская топография радиального сечения кристалла, выращенного методом Чохральского. (А) - ядро кристалла - богатое вакансиями, (В) - OSF - кольцо, (С) - свободная от дефектов кольцевая внутренняя часть, (D) - внешнее кольцо богатое дефектами внедрения.
В работе [24] выдвинули предположение о том, что приблизительное местоположение OSF-кольца может быть предсказано как местоположение нейтральной зоны, где никакие точечные дефекты, не достигают перенасыщения, достаточного для зародышеобразования и роста соответствующих агрегатов. В работе [109] было детально изучено влияние примеси бора на положение OSR кольца. Было показано, что критическое значение , увеличивается пропорционально концентрации примеси. Проведем моделирование положения OSF — кольца в зависимости от концентрации бора. В качестве модели используемой для моделирования распределения вакансий и междоузельных атомов будем использовать подход рассмотренный выше. В качестве параметра зависящего от концентрации примеси будем использовать значение , изменение данного значения рассчитывается в соответствии с выражением: 5f V V » \ У Fсабсті, т,собств } I \fiFспустя иі.спйсям }} (AJW где положение уровня Ферми определяется из уравнения электронейтральности, записанного для системы кремний — бор. Зависимость Гя.от концентрации примеси для данной системы достаточно мала. По этой причине в дальнейших расчетах будем считать ее постоянной и равной температуре плавления чистого кремния. На рис 4.6. представлена зависимость Xf у —d ill при фиксированной координате у в образцах кремния радиусом 150 мм при различной концентрации бора. В качестве распределения температуры по кристаллу в процессе выращивания использовались данные [109].
В последнее время огромное внимание во всем мире уделяется исследованиям в области квантовых компьютеров и квантовых вычислений. Одной из наиболее перспективных схем квантового компьютера считается компьютер на основе твердотельных структур [93], примером которого является схема твердотельного ядерного магнито-резонансного квантового компьютера, предложенная Б. КэЙном [99]. В основе реализации данной схемы - система квантовых точек германия в кремниевой структуре. В каждую квантовую точку внедряется изотоп примесного атома.
Технология внедрения примесных атомов в систему квантовых точек еще не разработана. Предполагается, что процесс внедрения можно осуществить, например, с помощью ионного ружья, стреляющего одиночными ионами изотопа. Очевидно, что реализовать данную схему технологически достаточно трудно.
Можно предложить другой способ введения атомов в систему квантовых точек: 1) система кремний — квантовые точки однородно легируется примесными изотопами; 2) проводится температурный отжиг, при котором в каждую квантовую точку вводится один примесной атом (введение второго атома должно быть блокировано кулоновским отталкиванием между примесными ионами).
