Доставка цветов в Севастополе: SevCvety.ru
Главная -> Конструктирование оптикоэлектронной аппаратуры

0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 [54] 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78

новой вектор захваченного электрона; р -фактор выживания; Еп, /с -энергетическое положение резонансного уровня и уровня Ферми, отсчитанные от дна зоны проводимости; Г-п, Гп и rd -ширины резонансного уровня по отношению к захвату электрона, автоионизации электрона и дефектообразова-нию соответственно. В рамках разработанной в [167] модели был рассмотрен ряд механизмов: немедленная аннигиляция с дефектом противоположного типа вследствие тепловых скачков, диффузия дефектов по кристаллу с последующим захватом на стоки в виде дислокаций, рекомбинация хаотически распределенных дефектов.

С помощью указанной модели авторам удалось объяснить наблюдаемую в ряде случаев быструю фазу деградации. По мнению авторов, она может быть включена в более конкретные теории атермических реакций в твердой фазе, протекающих при условиях интенсивной накачки: ускоренная миграция течечных дефектов, переползание дислокаций, рост дефектов темных линий (ДТЛ), увеличение подвижности дислокаций и ускорение деградационнога процесса при совместном воздействии накачки н механических напряжений, «атермнческий отжиг» дефектов, возникающих в результате облучения быстрыми частицами.

Непосредственное свидетельство в пользу протекания квазихимических реакций дефектов в полупроводниках было получено в серии экспериментов по атермическому отжкгу радиационных дефектов в облученных р~п структурах на основе GaAs н GaP при пропускании через них прямого тока [164]. Теоретическая модель процесса была предложена в работе [168] применительно к СИД и туннельным диодам на основе GaAs: Zn. В модели Голда - Ваисбер-га предполагается, что необходимая для процесса дефектообразования энергия выделяется при многофононной безызлучательной рекомбинации на глубоких уровнях. В частности, энергия может быть передана атому Zn, способст-ствуя его переводу из узлового в междоузельное положение. Это, в свою очередь, приводит к изменению зарядового состояния и увеличению скорости безызлучательной рекомбинации. Одновременно с этим может происходит и возрастание излучательного времени жизни из-за дезактивации рекомбинационных центров Zn.

Непосредственная проверка модели Голда - Вайсберга затруднена, поскольку отсутствует количественная оценка вероятности смещения атомов в междоузлия. Вместе с тем имеющиеся экспериментальные данные [168] свидетельствуют о том, что в полном объеме характер деградационного процесса не может быть описан с помощью модели в том виде, в каком она была предложена в работе [168].

Как отмечалось в [166], при определенных условиях ни генерация и рекомбинация неосновных носителей, ни разогрев активной области кристалла, ни величина оптического потока не являются основными причинами деградации светоизлучающих приборов. Альтернативная модель, деградация - диффузия дефектов в р-п структуре [169], частным случаем которой является механизм Лонжини. При этом экспериментально наблюдаемая температурная зависимость скорости деградации может быть приписана температурной зависимости коэффициента диффузии.

Напряженность электрического поля в прямосмещенных р-п переходах недостаточна для разрушения примесных комплексов, ио в то же время она достаточна для диффузионно-дрейфового перераспределения подвижных при-166



месей и дефектов. Дрейф заряженных точечных дефектов может приводить к возрастанию концентрации дефектов вблизи границы обедненного слоя [170]:

1еШ\ I

еШ г, I 8D Л-,

еАи<кТ ,

где Д1/ -падение напряжения в р-области длиной v - дрейфовая скорость; D - коэффициент диффузии.

Приведенные соотношения согласуются с экспериментально наблюдаемой зависимостью N~] при малых и Np прн больших уровнях возбуждения.

Существенная роль в процессе деградации оптоэлектронных приборов принадлежит микроскопическим дефектам структуры - так называемым ДТЛ я дефектам темных точек (ДТТ), наблюдаемым как области пониженной контрастности в картинах растровой люминесценции. Детальный анализ этого типа дефектов показал, что ДТЛ представляют собой трехмерные скопления дислокаций, длина и ширина которых составляют соответственно 10 и 0,2 мкм. В типичном ДТЛ содержится примерно 40 диполей; при этом количество точечных дефектов, необходимых для их образования, составляет .5-10°, что соответствует средней концентрации 6-10" см-з. Распространение дислокаций может осуществляться переползанием с поглощением междоузельных точечных дефектов, реакция которых усиливается рекомбинацией [140]. В соответствии с альтернативным подходом основной механизм развития ДТЛ - скольжение; образованные при этом длинные узкие диполи расширяются путем переползания.

Присутствие дислокаций приводит к образованию дополнительных локальных областей объемного заряда; прн этом в образование областей безызлучательной рекомбинации в светоизлучающих приборах наиболее существенный вклад дают не сами дислокации, а облака точечных дефмсгов вокруг них.

Проведенный выше анализ основных механизмов деградации в светоизлучающих приборах позволяет сделать вывод о том, что с учетом умеренных уровней возбуждения в ПЗСИ адекватная модель должна учитывать диффузионно-дрейфовое перераспределение примесных центров и непротиворечиво объединять модели Голда - Вайсберга и Лонжини (ГВЛ).

Обобщение тлоделей (ГВЛ) было предложено в работе [171]. Рассмотрим модель ГВЛ на примере наиболее широко используемой примеси цинка.

В общем случае изменение внешнего квантового выхода в процессе наработки может быть представлено соотношением

SSSSLg)- •ПвнутР) П(0 K{t) ПЕнеш(0) •Пщут(О) П(0) к(0)

т„(0 p(t) п(0 (0 (7 7)

п(о) pщ п(0) к{р) •

тде Т1внут - внутренний квантовый выход; П - коэффициент пере-нзлучения; к - коэффициент инжекции электронов; тп - полное



время жизни электронов; р - эффективная концентрация дырок. При получении соотношения (7.7) предполагается, что в прямозонных структурах излучение генерируется в р-области, при этом

т)енут ~ т)енут-

при достаточно большом уровне инжекции можно считать, что к(0=к(0). У серийно выпускаемых ПЗСИ Т1внут<0,5, следовательно, П (г) = П (0) = 1.

Если считать, что вероятность перехода атома цинка из узла в междоузлие на один инжектированный электрон равна а, то изменение неравновесной концентрации междоузельных доноров Zn+ в точке А, удаленной от р-п перехода на расстояние z в р-область (см. рис. 3.1), может быть записано в виде

dN +

-L- = dAn{z)p(z, t), (7.8) at

где p - концентрация дырок в точке А в момент времени t\

Piz, l)p{z, 0)-2N+iz, t). (7.9)

Общее решение (7.8) с учетом (7.9) при начальном условии Nzn+{z, 0) =0 имеет вид

N+{z, f)=-£i[l exp(-2aAnO]. (7.10)

Используя (7.9) и (7.10), окончательно получаем

р(2, t) = p{z, 0)exp[-2aAn(z)f]. (7.11)

Рассмотрим светоизлучающие кристаллы с выращенным р-п переходом (структуры типа I). Используя формулы (3.1), (3.7), (3.10), (7.7) и (7.11), легко показать, что для кристаллов с толстой активной р-областью (rfp>.L„), равномерно легированной акцепторами, выражение для р(0/р(0) имеет вид

= jexpr---aexp(--i-y]d(-u-L[l exp(-a)],

(7.12)

где a = 2aJy.

Параметр с в обобщенном виде характеризует режим наработки - длительность t и плотность прямого тока накачки /„.

Рассмотрим кристаллы с диффузионным р-п переходом (тип II). Используя формулы (3.14)-р.17), (3.1), (7.7) и (7.11), получаем следующее выражение для р()/р(0):

ж = J- /°ехр г -2а\Е„\ехр ( - dz. (7.13)

р (0) "а о V Ln J-i

Здесь: En - нормализованное тормозящее поле в активной р-области; da - толщина активной области. Результаты расчетов по формулам (7.12) и (7.13) представлены на рис. 7.7. Необходимо иметь



0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 [54] 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78



0.0155
Яндекс.Метрика