Физико-химические основы технологии получения монокристаллов и поликристаллических пленок широкозонных полупроводниковых соединений группы а 2 в 6 с управляемыми свойствами.

Вид материала

Автореферат

Содержание Е =500 кэВ) от монокристаллов CdSe Е =450 кэВ) от нелегированного монокристалла CdSe CdSe, легированных ионами серебра: а)исходный кристалл; б) кристалл, легированный серебром Д Таблица 1. Характеристики распределения внедренных ионов и дефектов в ионно-легированном слое селенида кадмия. Облучение электронными пучками с Облучение электронными пучками с 60> Имплантация ионов фосфора Имплантация ионов серебра Имплантация ионов селена

Подобный материал:

• Программа дисциплины «Неорганическая химия», 23.21kb.
• «Обзор методов получения пленок и их свойств», 131.51kb.
• Программа ХII международной конференции Физико-химические основы ионообменных процессов, 465.27kb.
• Физико-химические закономерности химического осаждения гидратированных оксидов металлов, 282.22kb.
• Программа ХI международной конференции Физико-химические основы ионообменных процессов, 195.73kb.
• Рабочая программа дисциплины б. 5 «Химические основы биологических процессов» Направление, 311.2kb.
• Разработка плазмохимических методов получения полупроводниковых карбидных и нитридных, 285.32kb.
• Физико-химические свойства и технологические основы получения пирротинов из пирита, 328.59kb.
• Физико-химические основы разделения биазеотропных смесей 05. 17. 04 Технология органических, 285.92kb.
• Т. П. Перкель физико-химические и биохимические основы производства мяса и мясных продуктов, 1609.22kb.

Глава 4 посвящена исследованию процессов радиационного дефектообразования в монокристаллах соединений A²B⁶ при ионном легировании (на примере CdSe) и при их облучении плотными электронными пучками (на примере ZnSe).

Селенид кадмия. В ионнолегированных различными примесями монокристаллах CdSe исследовали профиль распределения радиационных дефектов и атомов имплантированной примеси от поверхности в объем кристалла как непосредственно после имплантации, так и в результате постимплантационных отжигов. Исследования энергетических спектров обратно-рассеянных про­тонов (ОРП) от монокристаллов СdSe, имплантированных ионами фосфора и серебра до отжигов показали, что внедрение ионов обоих типов в больших дозах, вплоть до ~ 10¹⁶ см^-2 не приводило к образованию на поверхности кристалла аморфного слоя, (рис. 1,2)

Рис. 1 Спектры ОРП ( Е =500 кэВ) от монокристаллов CdSe(1) и СdSe(Р+), Д=1015 см-2(3), Д=1016 см-2 (4) (пучок протонов ориентирован вдоль оси <0001>). Кривая 2 - спектр ОРП от неориентированного кристалла.	Рис. 2 Спектры ОРП ( Е =450 кэВ) от нелегированного монокристалла CdSe (1) и СdSe (Ag+): Д=5·1015 см-2 (2), Д=1016 см-2 (3), Д=2·1016 см-2 (4) до отжига и после отжига (Д=1016 см-2, Т=500 0С, 20 мин)(5). Пучок протонов ориентирован вдоль оси <0001>. Кривая 6 - спектр ОРП от не ориентированного кристалла.

Подобная ситуация отличалась от обычно наблюдаемой аморфизации поверхности в Ge, Si и GaAs в результате их бомбардировки ионами в больших дозах. В процессе имплантации различных ионов в кристаллы широкозонных соединений группы A²B⁶ наблюдалось насыщение концентрации радиационных дефектов (рис.2, кривые 2,3,4), не достигая при этом состояния аморфизации (кривая 6), что подтверждалось исследованиями ОРП (рис. 2, кривая 6) и электронографией (рис. 3). В работе предложена модель, объясняющая причину отсутствия аморфизации в широко­зонных полупроводниках А²В⁶. В её основе лежит представление о преимущественном накоплении в широкозонных полупроводниках в процессе ионной имплантации радиационных дефектов, образующих глубокие уровни в запрещенной зоне полупроводника. Энергия, выделяющаяся при безызлучательных переходах свобод­ных электронов из зоны проводимости на эти уровни достаточно велика (для CdSe ~ 1,5 эВ). Она передается тепловым колебаниям решетки кристалла и является вероятной причиной ускоренной миграции дефектов в ионно-легированном слое и сохранения его кристалличности. Отсутствие аморфизации ионнолегированного слоя позволило сделать вывод о том, что скопления дефектов, которые образуются после бомбардировки, представляют собой локальные формирова­ния, обладающие высокой термостабильностью.



а) б) в)

Рис. 3. Электронограммы монокристаллов CdSe, легированных ионами серебра: а)исходный кристалл; б) кристалл, легированный серебром Д=10¹⁵ см^-2; в) кристалл, легированный серебром Д=10¹⁶ см^-2, Е=350 кэВ

Проявление эффектов радиационно-стимулированной диффузии в исследованных кристаллах широкозонных кристаллах А²В⁶ подтверждалось сопоставлением максимумов профилей распределения атомов имплантированных примесей (по данным Оже-спектроскопии и микроанализа) и максимумов профилей радиационных дефектов, сопутствующих имплантации примесей в монокристаллы CdSe (по данным ОРП, таблица1).

Таблица 1.

Характеристики распределения внедренных ионов и дефектов в ионно-легированном слое селенида кадмия.

Ион	Энергия, кэВ	Rтеорприм теор. ЛШШ(Å)	Rэкспприм экспер.(Å)	Rэкспдефф экспер.(Å)
Р+	70	606	900±150	215±100
Р+	200	960	1200±150	370±100
Ag+	350	910	1600±150	415±100

где: R_теор^прим – среднеквадратичный пробег ионов в соответствии с теорией ЛШШ;

R_эксп^прим - полученное экспериментально положение максимума кривой распределения внедренных ионов;

R_эксп^дефф – полученное экспериментально положение максимума кривой распределения радиационных дефектов N_D(t), где t- расстояние от поверхности.


Профиль распределения рассеивающих центров в каналах кристаллов, обусловленных радиационными дефектами N_дефф(t), рассчиты­вался с помощью экспериментально измеренной величины x(t) - нормализо­ванного выхода обратно - рассеянных частиц, пересекаю­щих слой радиационных дефектов толщиной t (рис. 1). С помощью математического аппарата теории обратного рассеяния заряженных частиц атомами двухкомпонентной матрицы и методики расчета, предложенной в [2], было вычислено распределение рассеивающих центров N_дефф (t) на расстоянии t от поверхности имплантированного кристалла и найдено положение максимума R_эксп^дефф на этой кривой. Установлено, что непосредственно после имплантации ионов максимумы профилей распределения имплантированных ионов фосфора и серебра, найденные экспериментально (R_эксп^прим ), располагались глубже, чем это следовало из теории (R_теор^прим) Линхарда-Шарфа-Шийотта (ЛШШ), а максимумы распределения дефектов (R_эксп^дефф), напротив, были ближе к поверхности образца, т.е. R_эксп^прим> R_теор^прим> R_эксп^дефф. После отжигов в интервале температур 300÷500 °С максимумы кривых распределения дефек­тов R_эксп^дефф в обоих случаях легирования смещались в направлении к поверхности кристалла, причем тем сильнее, чем выше была температура отжига (рис.4).

Рис. 4 Профиль распределения дефектов в монокристаллах CdSe до отжига (4) и после отжига в течение 20 мин, при Т=300°С (1), 400°С (2), 500°С (3). Энергия внедрения ионов серебра - 350 кэВ, Д=1016 см-2.

Концентрацию радиационных дефектов в ионно-легированном слое определяли путем интегрирования величины N_дефф(t). Концентрация дефектов уменьшалась с повышением температуры отжи­га, оставаясь, однако, высокой даже при температуре отжига 500 °С. Характер изменения концентрации радиационных дефектов при отжиге кристаллов, легированных атомами фосфора и серебра, оказался разным. В образцах, легированных серебром, концентрация дефектов монотонно снижалась с увеличением температуры отжига.

Для образцов, легированных ионами фосфора, при термообработках в интервале температур 300÷420 °С концентрация рассеивающих протоны дефектов в приповерхностной области не уменьшалась, а, напротив, увеличивалась. Эффект проявлялся тем сильнее, чем выше была доза имплантированного фосфора. Анализ спектров ОРП позволил сделать вывод о том, что основной вклад в резерфордовское рассеяние в ионно-легированных слоях CdSe (Р⁺) вносили междоузельные атомы кадмия, как наиболее тяжелые. Обнаружить наличие междоузельных атомов селена в спектрах ОРП не позволила чувствитель­ность использованной установки. На основании результатов ОРП и данных об электрофизических свойствах монокристаллов CdSe (P⁺) (глава 5), сделан вывод о том, что в процессе отжига при температурах 300÷420 °С происходило встраивание междоузельных атомов фосфора в узлы как селеновой, так и кадмиевой подрешеток и, соответственно, вытеснение в междоузлия атомов кадмия и селена, что и приводило к увеличению концентрации центров рассеяния протонов.

Профили распределения внедренных в кристалл ионов серебра и фосфора получали с помощью Оже–электронной спектроскопии и рентгеновского микроанализа. Анализ кривых распределения легирующих примесей показал, что они проникают в кристалл на глубину большую, чем это следовало из теории пробегов ионов ЛШШ (табл.1). Объяснить данное явление только эффектом каналирования невозможно. В связи с этим в работе был сделан вывод о том, что в процессе легирования происходила стимулированная диффузия примесей, обусловленная рассмотренной выше ускоренной миграцией дефектов в ионно-легированном слое.

Селенид цинка. Особенности поведения широкозонных полупроводников А²В⁶ при возбуждении электронной подсистемы, проявляющиеся в радиационной «стойкости» и ускоренной диффузии имплантированных примесей стимулируют особый интерес к изучению процессов взаимодействия электронного пучка с этой группой материалов. Поэтому на примере монокристаллов ZnSe в работе были исследованы процессы взаимодействия электронных пучков с нелегированными кристаллами ZnSe в широком интервале энергий пучков(E _обл) и импульсный электронно-лучевой отжиг имплантированных ионами слоев этого материала.

Облучение электронными пучками с E_обл > 60 кэВ. Результаты исследований нелегированных монокристаллов ZnSe, облученных плотными электронными пучками с E_обл 350 и 200 кэВ (длительность импульса Т_и =2-8 и 100 нс, заряд, вводимый в мишень Q = 10^-6-10^-4 Кл/см²), показали, что для обеих энергий облучения наблюдалось хрупкое разрушение образцов. Вероятной причиной этого являлось наложение на сдвиговые термоупругие напряжения волн акустических колебаний решетки, в результате чего превышался предел прочности кристаллов и происходило их разрушение по плоскостям спайности, двойникования и т.п. Разрушение кристаллов под действием пучков высоких энергий лишает перспективы их использования в дальнейшем для отжигов имплантированных слоев, формируемых на поверхности монокристаллов с высоким и неоднородным содержанием линейных дефектов структуры.

Облучение электронными пучками с 60>E_обл>20 кэВ. Процессы, происходившие при облучении поверхности кристаллов ZnSe в данном диапазоне ускоряющих напряжений(плотность энергии 0,2-1,3 Дж/см², длительность импульса 30-100 нс), описывались несколькими механизмами в зависимости от плотности энергий пучка электронов:

1) В интервале плотностей энергии 0,6-1,3 Дж/см² происходила перекристаллизация через жидкую фазу слоя кристалла, облучаемого пучком электронов. Следы перекристаллизации проявлялись заметнее при большей плотности энергии электронов в пучке. Процесс сопровождался испарение поверхности кристалла, при этом цинк, у которого давление паров меньше, чем у селена, не испарялся, а конденсировался, собираясь в капли в местах эффективных стоков, в роли которых выступали выходы плоскостей спаянности, двойники и иные линейные дефекты структуры.

2) В интервале плотностей энергии 0,4-0,6 Дж/см² проходил твердофазный термический отжиг. При облучении в диапазоне плотностей энергии 0,5 >Е_и>0,4 Дж/см² по результатам измерения термо-ЭДС фиксировали дырочную проводимость, обусловленную собственными точечными дефектами в облученном поверхностном слое. При меньших и больших плотностях энергий проводимость оставалась n- типа. По данным температурной зависимости дырочная проводимость облученного слоя контролировалась уровнями Е_v+1,1 эв и Е_v+0,7 эв, связанными с собственными дефектами V_Zn^-2 и V_Se⁺². Это означает, что при электронной бомбардировке монокристаллов ZnSe образование собственных точечных дефектов и их кинетика отличались от термодинамически равновесных, изложенных в главе 3. Кроме того, в результате расширения облучаемого слоя при импульсном нагреве и последующем охлаждении изменялись постоянная решетки, энергетическое положение уровня центра свечения, отвечающего за полосу краевой фотолюминесценции, а также энергия продольного оптического фонона. Об этом свидетельствовали данные рентгеноструктурного анализа, значительное уменьшение интенсивности краевой фотолюминесценции и смещение положения её пика в длинноволновую сторону, сопровождавшееся трансформацией спектра в пользу увеличения интенсивности фононных повторений. Причиной этого могли быть деформационные напряжения, возникающие в облученном слое, изменявшие конфигурационную диаграмму центра свечения, в результате чего при адиабатических электронных переходах зона проводимости – мелкий акцепторный центр становился более вероятным переход с излучением одного или двух фононов.

3) В интервале плотностей энергии электронного пучка 0,2-0,4 Дж/см² также наблюдался отжиг дефектов, который происходил за счет их низкотемпературной аннигиляции, вероятно при предварительном переходе дефектов в метастабильное состояние после захвата инжектированного электрона.

Экспериментальные данные по исследованию оптических и электрофизических свойств облученных слоев, а также топографии их поверхности позволили сделать вывод о том, что под воздействием пучка электронов в кристалле развивались процессы «допорогового» дефектообразования. Наличие в поверхностном слое кристалла избыточного отрицательного заряда, инжектированного пучком электронов, обеспечивало эффективную нейтрализацию ионизованной части междоузельной металлической компоненты. В результате процессов радиационно-ускоренной диффузии междоузельные нейтральные атомы цинка диффундировали по путям эффективных стоков к поверхности, где десорбировались или конденсировались в капли (при больших плотностях облучения). В облучаемом слое кристалла, таким образом, создавалась избыточная относительно равновесной концентрация вакансий металла. Очевидно, в условиях проведенного эксперимента при плотностях энергии 0,5>Е_и>0,4 Дж/см² в слоях p- типа проводимости соотношение [V_Zn]/[V_Se] было больше единицы, а электронейтральность обеспечивалась условиями [V_Zn^-2] = [V_Se⁺²] или [V_Zn^-2] = [V_Se⁺¹] + p.

Глава 5 посвящена исследованию электрофизических и фотоэлектрических свойств монокристаллов CdSe, легированных с помощью ионного внедрения и отожженных в различных условиях с целью инверсии типа проводимости. Исследовали две группы образцов. В первую группу (низкомные) входили монокристаллы, выращенные из газовой фазы при давлении паров, обеспечивающих отклонение состава кристалла от стехиометрического в сторону избытка кадмия (ρ=1÷0,1 Ом·см, μ_n=650÷550 см²/В·с), во вторую (высокоомные) - монокристаллы, полученные отжигами образцов первой группы в насыщенных парах селена (ρ=10⁸÷10⁹ Oм·см, μ_n=250÷300 см²/В·с). Образцы имплантировали ионами V (P⁺), I (Ag⁺) и VI(Se⁺) групп ПСЭ и ионами инертного газа (Ar⁺). После имплантации отжигали по методике, изложенной в главе 2. Результаты проведенных исследований сводились к следующим:

Имплантация ионов фосфора и последующий отжиг образцов в обеих групп в интервале температур 300÷600 °С не приводили к инверсии типа проводимости. На поверхности кристаллов первой группы формировался высокоомный слой (i-слой, ρ~10¹⁰ Ом·см), что свидетельствовало о компенсации акцепторных центров, обусловленных фосфором, присутствовавшими в ионнолегированном слое донорами. В образцах второй группы сопротивление увеличивалось более значительно (ρ>10¹² Ом·см), однако кристаллы, по прежнему, сохраняли электронный тип проводимости. Вольт-амперные характеристики(ВАХ) i-n структур обладали асимметрией, обусловленной вентильными свойствами барьера на границе ионно-легированный слой - исходный кристалл. Исследования спектральной зависимости фотолюминесценции (ФЛ), фотопроводимости (ФП) и электроотражения (ЭО) в имплантиро­ванных ионами фосфора монокристаллах позволили установить появление в спект­рах после отжига в интервале температур 300÷420 ⁰ С нового пика, обусловленного образованием в запрещенной зоне мелкого акцепторного центра (Е_v + 0,09) эВ. Интенсивность пика возрастала с увеличением дозы легирования и не монотонно изменялась с повышением температуры отжига. Практически пик существовал только в узком ин­тервале температур отжига 300÷420 °С и исчезал после отжигов при более высоких температурах. В этом же интервале температур отжига наблюдалось увеличе­ние выхода обратно-рассеянных протонов (глава 4), связанное с появлением дополнительных (помимо созданных имплантацией) междоузельных атомов кадмия в ионнолегированном слое. По литературным данным атомы фосфора, локализованные в узлах подрешетки халькогена в соединениях A²B⁶, образуют глубокие акцепторные уровни (Е_a~0,6-0,8 эВ), а мелкий акцепторный уровень (Е_v+0,08÷0,1) эВ связан с формированием фосфором центра «молекулярного» типа. Это дает основание предполагать, что наблюдаемое в интервале температур 300÷420 °С увеличение концентраций междоузельных атомов кадмия связано с тем, что атомы имплантированного в CdSe фосфора встраива­лись как в подрешетку кадмия, так и в подрешетку селена. Атомы фосфора, замещавшие пару ближайших соседей, образовывали связи между собой и формировали центр, названный «молекулярным фосфором». По-видимому, именно этот центр ответственен за формирование акцепторного уровеня (Е_у + 0,09) эВ. Однако не все атомы фосфора располагались в решетке CdSe в виде «молекулярных» центров, в противном случае центр, являясь акцептором, мог бы обеспечить инверсию типа проводимости, в то время как на практике имела место сильная компенсация примеси. Причиной этого могло быть наличие в ионно-легированном слое одиночных атомов фосфора в подрешетке кадмия, которые, как и междоузельные атомы кадмия, формировали донорные центры и препятствовали инверсии типа проводимости.

Имплантация ионов серебра сказывалась на свойст­вах образцов обеих групп по разному. Образцы II группы характеризовались меньшей, по сравнению с образцами I группы, величиной подвижности электронов и практически полным отсутствием экситонных пиков в спектрах ФП и ЭО. Данное обстоятельство объяснялось наличием в этих образцах большой концентрации центров рассеяния и рекомбинации. Внедрение ионов серебра в эти кристаллы и после­дующий отжиг не приводили к инверсии типа проводимости. Ионнолегированные слои сохраняли проводи­мость n-типа, причем концентрация электронов в них даже возрастала (n=5·10¹⁶÷10¹⁵ см^-3). Подвижность электронов в ионно-легированном слое кристаллов этой группы уменьшалась и не восстанавливалась до исход­ной величины, даже после отжига при 500 °С. Характер температурной зависимости подвижности носителей заряда μ=f(Т) в таких слоях описывался в рамках теории СЛКП[3], согласно которой, в кристалле при­сутствуют макроскопические потенциальные барьеры, обусловленные различного рода неоднородностями. В данном случае роль подобных неоднородностей могли выполнять локальные скопления собственных дефектов, обусловленные начальными стадиями распада пересыщенных твердых растворов (образование дисперсных выделений или предвыделений), скопления радиационных дефектов и атомов внедренной примеси.. Подобные образования вносили, по-видимому, основной вклад в рассеяние электро­нов в ионно-легированном слое и слабо диссоциировали при отжигах в интервале температур 300÷500 °С. Исследования спектров ФЛ и ФП монокристаллов CdSe показали, что в слоях, имплантированных серебром, формировались центры, ответственные за полосы излучения при λ=0,78 мкм и λ=0,84 мкм в спектрах ФЛ, а также при λ=0,77 мкм в спектрах ФП. Появление полосы с максимумом при λ =0,78 мкм в кристаллах CdSe ранее в литературе не отмечалась. Совокупность экспериментальных результатов позволила предположить, что новый центр, ответственный за излучение с максимумом при λ =0,78 мкм связан с одиночными атомами серебра в подрешетке металла, а излучение λ =0,84 мкм связано с комплексом, включавшим серебро в подрешетке кадмия и междоузелъные атомы серебра [Ag_Cd+Ag_i] или кадмия [Ag_Cd+Cd_i] и является аналогом «о» центра, наблюдаемого в CdS.

Уменьшить влияние компенсационных явлений на свойства кристаллов II группы удалось при имплантации ионов в нагретую мишень. Выбор температуры имп­лантации определялся вечиной критической температуры компенсации (T_кр^к), полученной расчетном путем и условием T_легир < Т_кр^к. Исходя из этого, внедрение ионов серебра проводили при Т≈400°С. После имплантации серебра дозой 3·10¹⁶ см^-2 знак основных носителей, определенный с помощью термо - э.д.с., свидетельствовал о наличие в имплантированном слое дырочной проводимости. Измерения эффекта Холла подтвердили наличие дырочной проводимости, причем слои р-типа проводимости были достаточно низкоомными (р=3÷5.10¹⁶ см^-3, μ_р=7÷10 см²/В·с).

Имплантация ионов серебра в образцы первой группы, которые обладали незначительным отклонением состава от стехиометрического в сторону избытка кадмия и последующий отжиг при температурах 450÷500 °С под слоем защитной маски из SiO₂ или Al₂O₃ приводили к формированию на поверхности кристалла высокоомного, фоточувствительного слоя n-типа проводимости (при дозе Д_Ag+= 2·10¹⁴÷6·10¹⁵ см^-2, энергии имплантации E_имп= 350 кэВ), а при дозе легирования Д_Ag+>6·10¹⁵ см^-2 – слоя р - типа проводимости и, соответственно, р-n перехода. Концентра­ция дырок в слое р-типа и их подвижность при 300 К составляли р=10¹³÷10¹⁴ см^-3 и μ_р=25±2 см²/В·с соответственно. При более вы­соких температурах отжига концентрация дырок в слое уменьшалась, а после отжига при температуре выше 600 °С ионно–легированный слой вновь приобретал электронный тип проводимости. Были также исследованы электрические и фотоэлектриче­ские свойства р-n структур СdSе(Ag⁺)-CdSe. Установлено, что эти свойства определяются не только параметрами барьера между ионно-легированной и нелегированной областями кристалла, но и величиной балластного сопротивления, в роли которого выступало сопротивление ионно-легированного слоя. Структуры такого типа обла­дали фоточувствительностью и высоким коэффициентом выпрямления на свету ( ~ 10⁴). Они могут найти применение в приборах, где требуются элементы с эффективными диодными характеристиками на свету и боль­шим темновым сопротивлением. Внедрение ионов серебра в «горячую» мишень, изготовленную из образцов первой группы, как и в случае образцов второй группы приводило к инверсии типа проводимости, при этом электрофизические параметры ионно-легированных слоев образцов обеих групп практически совпадали.

Таким образом для получения инверсии типа проводимости при имплантационном легировании CdSe серебром следует использовать в качестве исходных монокристаллы с минимальным откло­нением состава от стехиометрического, либо проводить имплантацию в «горячую» мишень. В последнем случае влияние свойств исходного монокристалла на па­раметры ионно-легированного слоя слабее, а эффективность легирования выше, чем при имплантации в мишень, находившуюся при ком­натной температуре.

Имплантация ионов селена (Se⁺, Д=10¹⁶ см^-2, Е_имп=70 кэВ) и последующий отжиг под слоем защитной маски (Т=480÷500 °С) приводили к инверсии типа проводимости в ионно-легированном слое в образцах обеих групп. Концентрация и подвиж­ность дырок в слое р-типа проводимости при 300 К составляли р=2÷4·10¹⁷ см^-3, μ_p=60÷70 см²/В·с соответственно. Вольт-амперные характеристики полученных р-n переходов демонстрировали ярко выраженный эффект выпрямления, как в темноте, так и при освещении образца. Образование барьера на границе ионно-легированного слоя и неле­гированного кристалла подтверждается также большой величиной сигнала тока короткого замыкания I_кз при измерении спектральной зависимости фототока в области края основной полосы поглощения. В интервале температур 78÷320 К ионно–легированные слои сохраняли дырочный тип проводимости по данным термо-ЭДС и эффекта Холла. На кривой температурной зависи­мости концентрации дырок p=f(T) в указанном интервале темпе­ратур наблюдали два участка с различными наклонами, обусловленные присутствием в кристалле акцепторных уровней с термической энер­гией ионизации 0,32 и 0,05 эв (рис.5). Факт существования мелкого акцеп­торного уровня (Е_v + 0,05) эВ подтверждался результатами ис­следований ФЛ и ФП кристаллов, легированных ионами селена. По данным литературы уровень (Е_v+ 0,32) эВ связывается с первым зарядовым состоянием вакансии кадмия. Что касается природы более мелкого уровня (Е_v +0,05) эВ, определяющего проводимость р-типа при низких температурах, то можно предполагать, что в его образова­нии участвуют атомы междоузельного селена

Рис.5 Температурная зависимость подвижности μp (1) и концентрации дырок р(2) слоя р-типа проводимости, сформированного на поверхности монокристалла CdSe имплантацией ионов селена Д= I0I6 1/см2 и отжигом при Т= 500 0C. Внедрение ионов аргона приводило к гашению люминесценции в области края полосы поглащения, на­блюдаемой до имплантации в низкоомных и высокоомных образцах (полосы λ=0,69 мкм и λ=0,72 мкм) и уменьшению фоточувствитель­ности высокоомных кристаллов. В длинноволновой области спектра появлялись полосы ФЛ при λ=0,93 мкм (к - центр) и λ=1,18 мкм (r -центр), обусловленные переходами электронов на уровни (Еv+0,4) эВ и (Ev+0,6) эВ соответственно. После отжига в ин­тервале температур 300-500 °С интенсивность «к» и «r» полос уменьшалась, излучение в области края основной полосы поглощения частично восстанавливалось.

Появление данных полос в спектрах ФЛ было характерно для имплантированных крис­таллов вне зависимости от химической природы внедренного иона (Р⁺, Ag⁺, Sе⁺ или Ar⁺). Это указывает на связь «к» и «r» центров с собственными точечными дефектами кристаллической решетки, генерируемыми в процессе имплантации. В процессе отжигов выявилось различие в поведении указанных полос ФЛ в зависимости от природы внедренного иона. Наиболее на­глядно оно проявляется при сопоставлении результатов имплантации в CdSe ионов Аg⁺ и Se⁺, т.е. ионов замещающих, как правило, атомы только в одной подрешетке (кадмиевой и селеновой соответственно). Так после отжигов при температуре выше 300 °С, когда по данным электрофизических измерений начинается встраивание ионов в соответствующую подрешетку, в монокристаллах CdSe(Ag⁺) резко гасла полоса излуче­ния, связанная с r - центром, в то время как полоса, связанная с к – центром, со­хранялась. В случае имплантации ионов селена наблюдалась обратная картина. Анализ полученных экспериментальных результатов с учетом данных, имеющихся в литературе, позволил связать r -центр со сложным комплексом, в состав которого входит вакансия кадмия (V_Cd), а к – центр - с комплексом, включающим вакансию селена (V_Se).