Особенности формирования реальной структуры эпитаксиальных CVD-пленок алмаза с природным и модифицированным изотопным составом
ВВЕДЕНИЕ …………………………………………………………………………………………………… 4
ГЛАВА 1. ЭПИТАКСИАЛЬНЫЕ ПЛЕНКИ АЛМАЗА: СВОЙСТВА,……
ПОЛУЧЕНИЕ И ХАРАКТЕРИЗАЦИЯ. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ …………………… 11
1.1 СТРУКТУРА, ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И ПРИМЕНЕНИЯ АЛМАЗА ……………………… 11
1.2 ДЕФЕКТЫ В АЛМАЗАХ ……………………………………………………………………………….. 13
1.3 ПОЛУЧЕНИЕ CVD ПЛЕНОК АЛМАЗА ……………………………………………………………. 16
1.4 РЕНТГЕНОВСКИЕ ДИФРАКЦИОННЫЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ РЕАЛЬНОЙ
СТРУКТУРЫ КРИСТАЛЛОВ ……………………………………………………………………………….. 18
1.4.1 ДВУХКРИСТАЛЬНАЯ РЕНТГЕНОВСКАЯ ДИФРАКТОМЕТРИЯ …………………………… 19
1.4.2 РЕНТГЕНОВСКАЯ ТОПОГРАФИЯ ……………………………………………………………….. 27
ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 1 И ПОСТАНОВКА ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЯ ………………………….. 32
ГЛАВА 2. ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ОБЪЕКТОВ И МЕТОДОВ……
ИССЛЕДОВАНИЯ ………………………………………………………………………………………. 34
2.1 МЕТОДИКА ПОЛУЧЕНИЯ И ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ОБРАЗЦОВ ……………………. 34
2.2 МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ ………………………………………………………………………….. 40
ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 2……………………………………………………………………………………… 48
ГЛАВА 3. ЭПИТАКСИАЛЬНЫЕ СТРУКТУРЫ АЛМАЗА С ПРИРОДНЫМ…….
ИЗОТОПИЧЕСКИМ СОСТАВОМ ………………………………………………………………. 50
3.1 ОБРАЗЦЫ АЛМАЗА С ПРИРОДНЫМ ИЗОТОПНЫМ СОСТАВОМ ……………………………. 50
3.2 ОБРАЗЦЫ ПЛЕНОК АЛМАЗА, ОТДЕЛЕННЫЕ ОТ ПОДЛОЖКИ ……………………………… 54
ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 3……………………………………………………………………………………… 62
ГЛАВА 4. ЭПИТАКСИАЛЬНЫЕ СТРУКТУРЫ АЛМАЗА С……
МОДИФИЦИРОВАННЫМ ИЗОТОПИЧЕСКИМ СОСТАВОМ ……………………. 64
4.1 ОБРАЗЦЫ АЛМАЗА С МОДИФИЦИРОВАННЫМ ИЗОТОПИЧЕСКИМ СОСТАВОМ ……… 64
Стр.
ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 4……………………………………………………………………………………… 72
ГЛАВА 5. ОСОБЕННОСТИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ…….
ЭПИТАКСИАЛЬНЫХ СТРУКТУР ГЕРМАНИЯ И АЛМАЗА ……………………… 73
5.1 ОСОБЕННОСТИ РЕЛАКСАЦИИ УПРУГИХ НАПРЯЖЕНИЙ В ЭПИТАКСИАЛЬНЫХ
СТРУКТУРАХ И РАСЧЕТ КРИТИЧЕСКИХ ТОЛЩИН ПСЕВДОМОРФНЫХ ПЛЕНОК АЛМАЗА 73
ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 5……………………………………………………………………………………… 91
ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ И ЗАКЛЮЧЕНИЕ …………………………………………………. 92
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ…………………………………………………………………………….. 94
Во введении обоснована актуальность диссертационного исследования,
сформулирована цель исследования, определены задачи и методы исследования,
отмечена научная новизна и практическая значимость полученных результатов,
указаны основные положения, выносимые на защиту, приведены сведения об
апробации полученных результатов.
В первой главе представлен литературный обзор по свойствам, методам
получения и характеризации эпитаксиальных пленок алмаза. Рассмотрены
структура, физические свойства, дефекты и применение алмаза. Также
рассмотрено получение эпитаксиальных пленок алмаза методом осаждения из
газовой фазы. Рассмотрены рентгенодифракционные методы исследований,
такие как дифрактометрия высокого разрешения и рентгеновская топография.
Установлено, что основное внимание специалистов направлено на
получение и исследование ЭС алмаза, поскольку в процессе их роста методом
CVD удается не только синтезировать наиболее чистые кристаллы, но и
прецизионно управлять содержанием в них примеси, что особенно важно для
электронных и некоторых оптических применений. Для электроники, в
частности, наиболее интересны алмазы, легированные бором как очень
перспективные материалы для высокочастотных и мощных приборов.
Алмаз, как и любой углерод природного состава (natС), содержит два
стабильных изотопа – 98,93% 12С и 1,07% 13С. Целенаправленное изменение
изотопного состава позволяет улучшать уникальные свойства этого материала,
включая теплопроводность, в частности, обогащение до 99,93% по изотопу 12С
увеличило его теплопроводность почти на 50% до величины 33,2 Вт/см·К при
комнатной температуре. Изучение влияния изотопного состава алмаза на
свойства кристаллов представляет значительный интерес, так как на его основе
можно реализовывать новые свойства, превосходящие свойства естественных
кристаллов.
Тем не менее, получение совершенных по структуре CVD кристаллов по-
прежнему остаётся проблемой и сопряжено с известными трудностями, причина
которых заключается, прежде всего, в многообразии факторов, влияющих как на
рост, так и на структуру плёнок, и, в частности, с высокой плотностью
дислокаций.
Выдвинуто предположение, что поскольку германий является
кристаллографическиманалогомалмаза,томногиепроцессы
дефектообразования в этих структурах проходят схожим образом. Отсюда
следует, что на основе исследования процессов дефектообразования в ЭС
германия можно спрогнозировать, какие структурные особенности и дефекты
можно ожидать в эпитаксиальных пленках алмаза.
Во второй главе приведены методы получения, общая характеристика
образцов и методы исследования. В работе описана технология синтеза образцов
эпитаксиальных двухслойных структур алмаза CVD/HPHT с природным и
модифицированным изотопическим составом.
Для осаждения CVD слоев использовались пластины с линейными
размерами от 3×3 мм2 до 5×5 мм2 с толщиной 0,5 – 0,9 мм, изготовленные из
монокристаллов синтетического алмаза типа Ib, выращенные в аппаратах
высокого давления методом High Pressure, High Temperature (HPHT).
Присутствием примеси азота в состоянии замещения с концентрацией порядка
1019 см-3 объясняется желтоватый оттенок кристаллов. Монокристаллические
пленки CVD алмаза получены сотрудниками ИОФ РАН в реакторе ARDIS-100.
Пленки осаждались на грани {001} HPHT подложек в плазме СВЧ разряда с
частотой 2,45 ГГц в смеси метан–водород при температуре T 950С.
Эпитаксиальная алмазная пленка с модифицированным изотопическим
составом 13С синтезировалась с использованием обогащенного по изотопу 13С до
99,96% метана (13CH4). Толщина пленки около 2 мкм. Условия синтеза:
содержание метана в смеси – 6%, давление в камере реактора 130 Торр, СВЧ
мощность – 2,2 кВт, скорость роста около 9 мкм/час.
На Рис.2 приведена рентгенооптическая схема двухкристального
дифрактометра, собранного на базе рентгеновской установки ДРОН-3М.
Проведена модернизация оборудования путем замены штатного шагового
двигателя на реверсивный шаговый двигатель (РШД), что обеспечило
возможность поворота образца со скоростями, вплоть до 0,6 угловых секунд в
минуту. Проведены работы по градуировке скоростей вращения образца путем
прямого измерения угла поворота образца по лимбу гониометра и времени, за
которое этот поворот осуществлен, с помощью секундомера.
Рис.1. Рентгенооптическая схема двухкристального дифрактометра в режиме
определения радиуса кривизны пластин. F – источник излучения; М – кристалл-
монохроматор; S – двойная щель; C – исследуемый кристалл; D – детектор
излучения; – угол падения рентгеновского излучения на поверхность образца,
– расстояние между пиками дифракционной кривой качания, L – база,
расстояние между щелями
Оптимизированы условия проведения дифракционных исследований
кристаллов алмаза с использованием монохроматоров из Ge. Выбранное
отражение, 113 (угол Брэгга 46,0°), хорошо согласуется по межплоскостному
расстоянию с отражением 511 от германия, что позволяет с высокой
чувствительностью выявлять структурные дефекты в приповерхностной области
кристаллов алмаза толщиной несколько десятков микрон.
Третья глава посвящена исследованиям образцов эпитаксиальных пленок
алмаза с природным изотопическим составом и образцам, отделенным от
подложки. Показано, что кривые качания для образца AО25 с толщиной пленки
t ~ 3 мкм, полученные в режиме с полным омыванием образца пучком уширены.
Уменьшение исследуемой области на образце до размера ~ 1×1 мм2 позволило
значительно улучшить параметры кривых качания до значений полуширины
кривых качания ωА1/2 ~ 5,7″ и ωB1/2 ~ 4,9″.
При топографических исследованиях на просвет методом Ланга
установлено, что ДН в этой структуре отсутствуют, поскольку толщина пленки
меньше критической толщины их образования. Критическая толщина
псевдоморфной пленки, рассчитанная по уравнению Мэтьюза составляет tc ~ 4,1
мкм. Несоответствие периодов кристаллических решеток составило (а/а)relax ~
4,8·10–5, что является характерным значением для структур с нелегированными
пленками, выращенными на подложках из Ib алмаза. Несоответствие связано, с
различием в концентрации основной примеси – азота, в пленке, как более чистого
материала и в подложке, и соответствует концентрации азота в подложке на
уровне CN 7·1019 см–3. Однако такой уровень несоответствия периодов крайне
негативно сказывается при выращивании толстых пленок алмаза. При релаксации
возникающих упругих напряжений в таких структурах происходит формирование
пучков дислокаций на границе плёнка–подложка (Рис.2) и существенно
повышается плотность дислокаций в эпитаксиальных пленках.
Рис.2. Двухкристальная рентгеновская топограмма поперечного (110) среза
гомоэпитаксиальной структуры алмаза образец АО18. CuK1 излучение,
отражение 113, B геометрия дифракции. Точкой отмечено угловое положение
образца в процессе экспозиции. Толщина плёнки 620 мкм
Рентгенодифракционные исследования CVD плёнки высокого оптического
качества, отделённой от подложки (образец ВОТ62/96–1CVD), показали, что
полуширинакривыхкачаниясоставила1/2 (8–12)”.
Рентгенотопографические исследования этого образца выявили развитую
дислокационную структуру, сформировавшуюся в результате релаксации
упругих напряжений в процессе его получения.
Установлено, что образец ВОТ64/21–2CVD имеет значительный изгиб
(Рис.3), обусловленный, интенсивной неоднородной по толщине пластической
деформацией плёнок. Полуширина кривой качания плёнки достигала 1/2
255″, а плотность дислокаций превышала 106 см-2.
Рис.3. Топограмма образца ВОТ64/21–2CVD. Пунктиром показана форма
образца. Из-за значительного изгиба образца (радиус кривизны по данным
дифрактометрических измерений с двойной щелью составляет R = 4,6 м) в
отражающем положении находится лишь узкая область образца, показанная
стрелкой
В более совершенных CVD плёнках, отделённых от HPHT подложки,
образце E6 макродеформация (изгиб) отсутствовала, и кривые качания
значительно сужались, полуширина кривой качания в B геометрии дифракции
составила 1/2 = 4,9″ (при размере пятна 1х1 мм2).
В четвертой главе рассмотрены эпитаксиальные структуры алмаза с
модифицированным изотопическим составом. Методами рентгеновской
дифрактометрии определено несоответствие периодов кристаллических решеток
подложки и пленки образца ТШ-3 (CVD13C/HPHT Ib). Исследования с
использованием схем дифракции с углами падения излучения на образец A =
+ и B = – , ( – угол Брэгга, – угол выхода отражающей плоскости к
поверхности образца) (Рис. 4) показали следующие результаты.
Рис.4. Схемы геометрий дифракции, которые используются для определения
несоответствия периодов кристаллических решеток подложки и пленки
По данным измерений с использованием асимметричного отражения
изменение релаксированного периода решетки равно (а/а)relax – 1,2·10–4. По
данным измерений с использованием симметричного отражения изменение
релаксированного периода решетки равно (а/а)relax = ·(d/d)⊥ ~ – 1,14·10–4.
Таким образом, при использовании симметричного или асимметричного
отражений получаются практически одинаковые результаты измерений для
модуля несоответствия в периодах кристаллических решеток (а/а) relax ~
(1,11,2) ·10–4 Ib подложки и 13С CVD –пленки.
Полученные результаты согласуются с результатами Холловэя и Банхользера
по прецизионным измерениям периода решетки, в изотопически
модифицированных кристаллах алмаза группы IIa c низким содержанием азота,
уменьшение периода кристаллической решетки которых составило (а/а)relax
1,5·10–4. Обнаруженное различие связано, главным образом, с неоднородностью
подложек Ib алмаза, что существенно затрудняет проведение прецизионных
измерений и снижает их точность.
Пятая глава посвящена особенностям пластической деформации
эпитаксиальных структур германия и алмаза. Для оценки критической толщины
псевдоморфных пленок, при которых процесс релаксации и образования ДН
становится энергетически выгодным использовалось уравнение Мэтьюза:
b(1 − cos 2 ) t
f =ln ,(1)
8 (1 + ) t cos b
где f = a/a – величина несоответствия периодов кристаллических решеток
подложки и пленки, взятая по модулю, – коэффициент Пуассона, – угол
между вектором Бюргерса и линией дислокации несоответствия, – параметр
ядра дислокации, t – критическая толщина пленки, находящейся в
псевдоморфном состоянии, b – модуль вектора Бюргерса, – угол между
вектором Бюргерса и лежащей в плоскости границы раздела нормалью к линии
дислокации несоответствия.
НаРис.5представленызависимостикритической толщины
псевдоморфной пленки tc от величины несоответствия f для эпитаксиальных
структур алмаза, которые получены с использованием подложек различных
ориентации. Определено, что критические толщины возрастают в
последовательности ориентаций (110), (100), (111).
Рис.5. Зависимость критической толщины псевдоморфной пленки от величины
несоответствия периодов кристаллических решеток подложки и пленки для
эпитаксиальных структур алмаза ориентации (110), (100) и (111)
Критическая толщина пленок алмаза ориентации (100) составила tc ~ 1,1
мкм. Однако дислокаций несоответствия в образце ТШ-3 с толщиной пленки t ~
2 мкм не обнаружено. Это свидетельствует о задержке релаксационных
процессов и о нахождении пленки в метастабильном псевдоморфном состоянии.
Для объяснения задержки релаксационных процессов был рассмотрен
процесс образования ДН в эпитаксиальной структуре Ge(B)/Ge. При толщинах
плёнки меньших критической t < tc наблюдаются только дислокации,
наследуемые плёнкой из подложки. При t > tc начинается процесс скольжения
дислокаций в плёнке с образованием ДН. При превышении плёнкой второй
критической толщины t > tc* наблюдаются прямолинейные дислокационные
сегменты на интерфейсе и в глубине подложки. Их образование происходит
преимущественно скольжением дислокаций в подложке в интервале i (граница
плёнка-подложка) – m (нейтраль, плоскость нулевой деформации подложки).
При выращивании очень толстых плёнок (с толщиной, превышающей половину
толщины подложки) появляется нейтраль n (область изменения знака
напряжений) в плёнке. При превышении плёнкой критической толщины tc** на
дополнительно наблюдаются дислокационные ямки травления в плёнке,
образованные выходами дислокационных сегментов в нейтрали n (Рис.6). При
этом, в результате перемещения нейтрали m в подложке в процессе роста
толщины плёнки наблюдается формирование объёмной сетки дислокаций в
подложке, выходы которых видны в нижней части.
(а)(б)
Рис.6. Конфигурация дислокаций несоответствия (а) и микрофотография скола
(б) ЭС германия при t > c/2 (c-толщина подложки). Заштрихована область
перемещения нейтрали в подложке с ростом толщины пленки
Таким образом, пластическая деформация, обусловленная генерацией и
перемещением дислокаций в подложке и пленке на различных этапах
эпитаксиального роста, частично «замораживает» состояние деформации
эпитаксиальных структур.
На Рис.7 представлены топограммы поперечного (110) среза
гомоэпитаксиальной структуры алмаза (образец А018, толщина пленки t = 620
мкм, толщина подложки c = 560 мкм, концентрация азота CN 71019 см–3,
несоответствие периодов кристаллических решеток подложки и пленки a/a
4,810–5. Видно формирование пучков дислокаций на интерфейсе пленка–
подложка (i), обусловленное, релаксацией упругих напряжений, которые
возникают в системе по причине несоответствия периодов кристаллических
решеток подложки и пленки.
Рис.7. Двухкристальные рентгеновские топограммы поперечного (110) среза
образца А018, полученные на противоположных склонах кривой качания.
CuK1 излучение, отражение 113.Стрелкой показана граница раздела пленка-
подложка i. Пунктирами отмечено положение нейтрали n в пленке
Наблюдаемые особенности дислокационной структуры в CVD – пленках
алмаза очень похожи на картину распределения дислокаций в эпитаксиальных
структурах Ge(B)/Ge с толстыми плёнками.
В частности, в ЭС с достаточно толстыми плёнками и интенсивной
релаксацией макронапряжений наблюдается значительный остаточный
(пластический) изгиб подложек после отделения (стравливания) плёнок. На
Рис.8 представлена экспериментальная зависимость кривизны ЭС от её толщины
при послойном стравливании со стороны плёнки.
Рис.8. Изменение кривизны R-1() при послойном стравливании эпитаксиальной
структуры Ge(B)/Ge со стороны плёнки. 0 – конечная толщина структуры
после послойного стравливания
Остаточный изгиб подложки после стравливания плёнки и сложный
характер изменения кривизны подложки при дальнейшем послойном травлении
свидетельствует о значительных пластических изменениях, которые произошли
в первоначально однородной неизогнутой подложке.
Специфическое распределение дислокаций, связанное с особенностями
распределения макронапряжений в плёнке (напряжения растяжения вблизи
интерфейса из-за большего периода решётки подложки и сжатия вблизи
поверхности плёнки) «замораживают» состояние деформации ЭС. После
отделения пленки от подложки лазерной резкой плёнка должна остаться
изогнутой выпуклой стороной к подложке. Такая ситуация наблюдалась, в
частности, при исследовании образца ВОТ64/21-2CVD (эпитаксиальная плёнка
алмаза, отделённая от подложки). При определении кривизны пластины с
использованием двойной щели установлено, что радиус кривизны составил R =
4,6 м. Таким образом, особенности распределения дислокаций в эпитаксиальных
структурах германия и алмаза находятся в соответствии с распределением
упругих напряжений в двухслойных структурах, что объясняет появление
остаточного пластического изгиба подложек и пленок.
В то же время следует отметить различие в протекании релаксационных
процессов в эпитаксиальных структурах германия и алмаза. Процесс релаксации
упругих напряжений в структурах германия сопровождается формированием
сетки ДН (Рис.9,а). Следов пластической деформации с образованием ДН в ЭС
C/ C (001) (образец ПЗА-1) с толщиной пленки ~ 80 мкм, почти на два порядка
13 nat
величины, превышающей критическое значение tc ~ 1.1 мкм не наблюдается
(Рис.9,б). Выявляются лишь следы механической обработки на обратной стороне
подложки, идущие вдоль направления [100], являющегося направлением легкой
полировки алмаза (Рис.9,в). Причина этого, по-видимому, связана с тем, что
температура эпитаксии 950°С мала, поэтому дислокации малоподвижны и
эффективная пластическая деформация, наблюдаемая в ЭС германия, в пленке
алмаза не происходит.
(а)(б)(в)
Рис.9. Рентгеновские топограммы гомоэпитаксиальных структур германия
Ge(B)/Ge (001) (а) и алмаза 13C/natC (образец ПЗА-1) (001) (б). Метод Ланга,
MoKα1 излучение, отражение 220
Остаточный изгиб CVD-пленок алмаза, отделенных от подложки, может
быть обусловлен перераспределением точечных дефектов (легирующей и/или
фоновой примеси) в знакопеременном поле упругих напряжений при
выращивании толстых пленок, изменением дислокационной структуры пленок в
процессе их роста, а также несимметричной обработкой поверхностей пленки
после лазерного отделения от подложки.
В заключении приведены итоги теоретических и экспериментальных
исследований, проведённых в настоящей работе, которые заключаются в
следующем:
ОБЩИЕ ВЫВОДЫ
1. Развитые в работе рентгенодифракционные методы исследования
реальнойструктурыкристаллов,проведенноеусовершенствование
оборудования и оптимизация условий проведения дифракционных исследований
кристаллов алмаза с использованием монохроматоров из Ge – обеспечило
проведение прецизионных исследований CVD-пленок и объемных кристаллов
алмаза. Использованный набор образцов обеспечил решение поставленных в
диссертационной работе задач.
2. Установлено, что в ЭС алмаза с природным изотопическим составом по
результатам проведенных измерений несоответствие периодов a/a 4,8·10–5
связано, главным образом, с различием в концентрации основной примеси – азота,
в пленке (более чистый материал) и подложке, и соответствует концентрации
азота в подложке на уровне CN 7·1019 см–3. Однако такой уровень несоответствия
периодов крайне негативно сказывается при выращивании толстых пленок
алмаза. При релаксации возникающих упругих напряжений в таких структурах
происходит формирование пучков дислокаций на границе плёнка–подложка и
существенно повышается плотность дислокаций в эпитаксиальных пленках.
3. Обнаружено, что в изотопически модифицированных пленках алмаза 13С
(99,96%), выращенных на подложках Ib алмаза наблюдается существенное
уменьшение периода кристаллической решетки (а/а)relax ~ (1,11,2)·10–4.
Результаты, в целом, согласуются с результатами прецизионных измерений
периода решетки в изотопически модифицированных кристаллах алмаза группы
IIa c низким содержанием азота, (а/а)relax 1,5·10–4.
4. В результате расчета зависимости критических толщин псевдоморфных
пленок алмаза от величины несоответствия периодов кристаллических решеток
подложки и пленки при использовании подложек различных ориентаций и
выполненных измерений установлено, что критические толщины возрастают в
последовательности ориентаций (110), (100), (111).
5. С использованием оригинального подхода, основанного на
сравнительных исследованиях ЭС германия и алмаза, установлено, что причиной
изгиба нелегированных CVD-пластин алмаза, отделенных от подложки лазерной
резкой, является неоднородная по толщине пластическая деформация пленок,
которая формируются из сетки дислокаций несоответствия на границе плёнка-
подложка и сетки дислокаций в подложке в окрестности нейтрали системы.
Сформулированы и предложены возможные способы устранения изгиба.
Объяснены наблюдаемые особенности в распределении дислокаций в толстых
пленках.
Актуальность темы. Кристаллы, полученные методом осаждения из
газовой фазы (Chemical Vapor Deposition – CVD), являются важным объектом
физики конденсированного состояния, поскольку в процессе их роста удается не
только синтезировать наиболее чистые кристаллы, но и прецизионно управлять
содержанием в них примеси, что особенно важно для электронных и некоторых
оптических применений. Благодаря своим уникальным свойствам – высокой
твердости, химической и радиационной стойкости, малому коэффициенту
теплового расширения и высокой теплопроводности – монокристаллы
синтетического алмаза находят все более широкое применение в различных
областях науки и техники Применение алмаза возрастает не только в областях,
связанных с изготовлением обрабатывающих инструментов, но и в
высокотехнологичных, таких как создание детекторов излучений, электронных
приборов, рентгенооптических элементов для синхротронных источников. Для
электроники, в частности, наиболее интересны алмазы, легированные бором
(Boron Doped Diamond – BDD) как очень перспективные материалы для
высокочастотных и мощных применений. При этом, как правило, предъявляются
повышенные требования к однородности и структурному совершенству
кристаллов.
Алмаз, как углерод природного состава (natС), содержит два стабильных
изотопа – 98,93% 12С и 1,07% 13С. Если целенаправленно изменять изотопный
состав – улучшатся уникальные свойства этого материала, в частности твердость
и теплопроводность. Исследование влияния изотопного состава алмаза на
1.Analysis of Synthetic Diamond Single Crystals by X-Ray Topography and
Double-Crystal Diffractometry / I.A. Prokhorov [et al.] // Crystallography Reports.
2013. Vol. 58, No 7. P. 1010–1016.
2.Quantum Isotope Effect in Silicon at Low Temperatures / P.V. Enkovich
[et al.] // J. Exp. Theor. Phys. 2019. Vol. 128. P. 207-211.
3.ДроздовЮ.Н.Рентгеновскаядифрактометрия
гетероэпитаксиальных слоев многослойных структур на их основе: дис. … д-ра
физ.-мат. наук. Нижний Новгород. 2006. 404 с.
4.Srivastava G.P. Theory of Thermal Conduction in Nonmetals // MRS
Bulletin. 2001. Vol. 26. P. 445–450.
5.Plekhanov V.G. Application of Isotopic Materials Science in Bulk and
Low-Dimensional Structures. In: Introduction to Isotopic Materials Science. Springer
Series in Materials Science // Cham. Springer. 2018. Vol. 248. P.139–278.
6.Optical Signatures of Silicon-Vacancy Spins in Diamond / T.C. Müller
[et al.] // Nat. Commun. 2014. Vol. 5. P. 3328.
7.Romanov D.A., Kosushkin V.G., Strelov V.I. Application of Double-
Crystal X-Ray Difractometry Methods and Topography for Characterization of
Isotopically Modified CVD Diamond Films // American Scientific Journal. 2020.
Vol. 1, No 43. P. 65.
8.Plekhanov V.G. Isotope Effects in Lattice Dynamics // Phys. Usp. 2003.
Vol. 46. P. 689–715.
9.Boron Incorporation Issues in Diamond When TMB is Used as Precursor:
Toward Extreme Doping Levels / P.N. Volpe [et al.] // Diamond and Related Materials.
2012. Vol. 22. P. 136–141.
10.Advantage on Superconductivity of Heavily Boron-Doped (111) Diamond
films / H. Umezawa [et al.] // Physics. 2012. Vol. 1. P. 22.
11.Doping-induced Anisotropic Lattice Strain in Homoepitaxial Heavily
Boron-Doped Diamond / T. Wojewoda [et al.] // Diamond and Related Materials. 2008.
Vol. 17. P. 1302-1306.
12.Electronic Structures of Heavily Boron-doped Superconducting Diamond
Films / T. Yokoya [et al.] // MRS Proceedings. 2006. Vol. 956. P. 0956-J03-01.
13.Dependence of the Superconducting Transition Temperature on the
Doping Level in Single-Crystalline Diamond Films / E. Bustarret [et al.] // Phys. Rev.
Lett. 2004. Vol. 93. P. 237005.
14.Electrical Transport in Heavily B-Doped Epitaxial Diamond and NCD /
M. Nesladek [et al.] // MRS Proceedings. 2006. Vol. 956. P. 0956-J03-02.
15.Superconductivity in Polycrystalline Boron-Doped Diamond Synthesized
at 20 GPa and 2700 K / N. Dubrovinskaia [et al.] // J. Appl. Phys. 2006. Vol. 99.
P. 033903.
16.Fabrication and Fundamental Characterizations of Tiled Clones of Single-
Crystal Diamond with 1-inch Size / H. Yamada [et al.] // Diamond and Related
Materials. 2012. Vol. 24. P. 29–33.
17.X-ray Topography Studies of Dislocations in Single Crystal CVD
Diamond / M.P. Gaukroger [et al.] // Diamond & Related Materials. 2008. Vol. 17.
P. 262–269.
18.Growth of Large Size Diamond Single Crystals by Plasma Assisted
Chemical Vapour Deposition: Recent Achievements and Remaining Challenges /
A. Tallaire [et al.] // Coptes Rendus Physique. 2014. Vol. 14. P. 169–184.
19.Ральченко В.Г., Конов В.И. CVD-алмазы: применение в электронике
// Электроника: Наука, технологии, бизнес. 2007. № 4. С. 58–67.
20.Методыдвухкристальнойрентгеновскойдифрактометриии
топографии в анализе реальной структуры кристаллов / Д.А. Романов [и др.] //
Кристаллофизика и деформационное поведение перспективных материалов: Тез.
докл. VIII межд. конф. Москва. 2019. С. 193.
21.Double-Crystal X-Ray Diffractometry and Topography Methods in the
Analysis of the Real Structure of Crystals / D.A. Romanov [et al.] // Journal of Surface
Investigation: X-Ray, Synchrotron and Neutron Techniques. 2020. Vol. 14, No 6.
P. 1113–1120.
22.РентгенодифракционныеисследованияэпитаксиальныхCVD
пленок алмаза с модифицированным изотопическим составом / Д.А. Романов
[и др.] // Наукоемкие технологии в приборо- и машиностроении и развитие
инновационной деятельности в вузе: Матер. Всеросс. научно-технической конф.
Калуга. 2015. Т. 3. С. 120.
23.The Defect Structure of Ion-Implanted AlxGa1−xAs/GaAs Superlatfices /
B. Cooman [et al.] // MRS Proceedings. 1985. Vol. 56. P. 333.
24.Tu K. Elastic Constants Tables and Conversions // Electronic Thin-Film
Reliability. 2010. Vol. 16. P. 373–379.
25.Effect of GaAs Substrate Misorientation on InxGa1−xAs Crystalline
Quality and Photovoltaic Performance / M.C. Tseng [et al.] // Thin Solid Films. 2010.
Vol. 518, No. 24. P. 7213–7217.
26.ЛомовА.А.Развитиерентгеновскойдифрактометриии
рефлектометрии высокого разрешения для исследования многослойных
гетероструктур: дис. … д-ра физ.-мат. наук. Москва. 2006. 369 с.
27.HPHT Growth and X-Ray Characterization of High-Quality Type IIa
Diamond / R.C. Burns [et al.] // J. Phys.: Condens. Matter. 2009. Vol. 21. P. 14.
28.Nitrogen and Hydrogen in Thick Diamond Films Grown by Microwave
Plasma Enhanced Chemical Vapor Deposition at Variable H2 Flow Rates / L. Nistor
[et al.] // J. Appl. Phys. 2000. Vol. 87. P. 8741.
29.Hydrogen, Boron and Nitrogen Atoms in Diamond: A Quantum
Mechanical Vibrational Analysis / F.S. Salustro [et al.] // Theor. Chem. Acc. 2018.
Vol. 137. P. 154.
30.Lang A.R. Dilatation, density and nitrogen content 1 in type la diamonds:
previous work and proposed experiments // J. Phys. D: Appl. Phys. 1993. Vol. 26.
P. 2239.
31.Bolkhovityanov Yu.B., Sokolov L.V. Ge-on-Si Films Obtained by
Epitaxial Growing: Edge Dislocations and their Participation in Plastic Relaxation //
Semicond. Sci. Technol. 2012. Vol. 27, No. 4. P. 043001-1-12.
32.Характеризация структурных параметров кристаллов методами
рентгеновской дифрактометрии и топографии / Д.А. Романов [и др.] //
Наукоемкиетехнологиивприборо-имашиностроениииразвитие
инновационной деятельности в вузе: Матер. региональной научно-технической
конф. Калуга. 2018. Т. 2. С. 216.
33.Сравнительныерентгенодифракционныеисследования
эпитаксиальных CVD пленок германия и алмаза / Д.А. Романов [и др.] //
Рентгеновская оптика – 2016: Докл. конф. Черноголовка. 2016. С. 74–76.
34.Bowen D.K., Tanner B.K. High Resolution X-ray Diffractometry and
Topography. London: Taylor and Francis Publ., 2002. 256 p.
35.Lider V.V. X-Ray Diffraction Topography Methods (Review) // Phys.
Solid State. 2021. Vol. 63. P. 189–214.
36.Суворов Э.В. Методы исследования реальной структуры и состава
материалов: Учебно-методический комплекс дисциплины. М.: Изд. Дом
МИСиС, 2010. 163 с.
37.Синтез монокристаллов алмаза в СВЧ-плазме / А.П. Большаков
[и др.] // Прикладная физика. 2011. № 6. С. 104.
38.High-Rate Growth of Single Crystal Diamond in Microwave Plasma in
CH4/H2 and CH4/H2/Ar Gas Mixtures in Presence of Intensive Soot Formation /
V.G. Ralchenko [et al.] // Diamond and Related Materials. 2016. Vol. 62. P. 49–57.
39.Разработка детекторов ионизирующих излучений для ядерной
энергетики на основе искусственного алмазного материала / В.Н. Амосов
[и др.] // Приборы и техника эксперимента. 2010. № 2. С. 44–51.
40.Specific Features of Distribution and Relaxation of Elastic Stresses in
Homoepitaxial CVD Films of Germanium and Diamond / D.A. Romanov [et al.] //
Crystallography Reports. 2019. Vol. 64, No. 3. P. 392–397.
41.X-ray Diffraction Characterization of Epitaxial CVD Diamond Films with
Natural and Isotopically Modified Compositions / D.A. Romanov [et al.] //
Crystallography Reports. 2016. Vol. 61, No. 6. P. 979–986.
42.CVD-алмаз13 – новый ВКР- активный кристалл / А.А. Каминский
[и др.] // ДАН. 2015. Т. 465, № 6. С. 665.
43.Watanabe H., Nebel C.E., Shikata S. Isotopic Homojunction Band
Engineering From Diamond // Science. 2009. Vol. 324. P. 1425.
44.Watanabe H., Shikata S. Superlattice Structures from Diamond //
Diamond Relat. Mater. 2011. Vol. 20. P. 980.
45.Особенности релаксационных процессов в CVD пленках германия и
алмаза /Д.А. Романов [и др.] // Структурные основы модифицирования
материалов: Тез. Докл. XV Международного семинара. Обнинск. 2019. С. 49–50.
46.Very First Relaxation Steps in Low Temperature Buffer Layers SiGe/Si
Heterostructures Studied by X-Ray Topography / N. Burle [et al.] // Solid State
Phenomena. 2007. Vol. 133. P. 77–82.
47.Теоретическое и экспериментальное определение начальной стадии
пластической релаксации напряжений несоответствия в гетеросистеме подложка
(111)–островки пленки / И.Д. Лошкарев [и др.] // Известия РАН, серия
физическая. 2012. Т. 76, № 3. C. 425–428.
48.Malygin G.A. Dislocation Self-Organization Processes and Crystal
Plasticity // Phys. Usp. 1999. Vol. 42. P. 887–916.
49.Тимошенко С.П., Гудьер Дж. Теория упругости. М.: Наука, 1979.
560 c.
50.Особенности пластической деформации эпитаксиальных CVD
пленок германия и алмаза / Д.А. Романов [и др.] // Наукоемкие технологии в
приборо- и машиностроении и развитие инновационной деятельности в вузе:
Матер. региональной научно-технической конф. Калуга. 2016. Т. 2. С. 219–225.
51.ТрухановЕ.М.,КолесниковА.В.,ЛошкаревИ.Д.
Дальнодействующиенапряжениявэпитаксиальнойпленке,созданные
дислокациями несоответствия // Известия высших учебных заведений.
Материалы электронной техники. 2014. № 1. С. 24–31.
52.Определениеостаточныхнапряженийвпластически
деформированных эпитаксиальных композициях / И.А. Прохоров [и др.] //
Кристаллография. 1992. T. 37, № 5. C. 1287–1297.
53.Маделунг О. Физика полупроводниковых соединений элементов III
и V групп. М.: Мир, 1976. 477 с.
54.Structural Defects in Homoepitaxial Diamond Layers Grown on Off-Axis
Ib HPHT Substrates / T. Bauer [et al.] // Phys. Status. Solidi. A. 2006. Vol. 203,
No. 12. P. 3056–3062.
55.Bauer Th., Schreck M., Stritzker B. Homoepitaxial Diamond Layers on
Off-Axis Ib HPHT Substrates: Growth of Thick Films and Characterisation by High-
Resolution X-Ray Diffraction // Diamond Relat. Mater. 2006. No. 15. P. 472 – 478.
56.Growth Striations and Dislocations in Highly Doped Semiconductor
Single Crystals / I.A. Prokhorov [et al.] // Journal of Crystal Growth. 2008. Vol. 310.
P. 5477–5482.
57.Рентгенотопографическиеисследованиямикросегрегациив
кристаллах / И.А. Прохоров И.А. [и др.] // Поверхность. Рентген., синхротр. и
нейтрон. исслед. 2007. № 5. C. 42–46.
58.Unusual Type of Extended Defects in Synthetic High Pressure–High
Temperature Diamond / A.A. Shiryaev [et al.] // Cryst. Eng. Comm. 2018. Vol. 20,
No. 47. P. 7700-7705.
59.First observation of electronic structure of the even parity boron acceptor
states in diamond / V.N. Denisov [et al.] // Physics Letters A. 2012. Vol. 376, No. 44.
P. 2812–2815.
60.Formation of Boron-Carbon Nanosheets and Bilayers in Boron-Doped
Diamond: Origin of Metallicity and Superconductivity / S.N. Polyakov [et al.] //
Nanoscale Res. Lett. 2016. Vol. 11, No 1. P. 1-9.
61.Critical Boron-Doping Levels for Generation of Dislocations in Synthetic
Diamond / M.P. Alegre [et al.] // Appl. Phys. Lett. 2014. Vol. 105. P. 173103.
62.ShchukinV.A.,LedentsovN.N.,BimbergD.Growthand
Characterization Techniques // Epitaxy of Nanostructures. Nano-Science and
Technology. 2004. Vol. 1. P. 15–55.
Помогаем с подготовкой сопроводительных документов
Хочешь уникальную работу?
Больше 3 000 экспертов уже готовы начать работу над твоим проектом!
4.2 (25 отзывов)
4.8 (9 отзывов)
5 (49 отзывов)
5 (8 отзывов)
4.4 (93 отзыва)
5 (428 отзывов)
4.6 (71 отзыв)
4.5 (330 отзывов)
5 (22 отзыва)
