Тема проекта
| Вид материала | Отчет |
- Тема разработка проекта: от проектной идеи к формулировке проекта тема разработка проекта:, 2957.14kb.
- Конспект лекций Оглавление введение тема разработка проекта: от проектной идеи к формулировке, 2226.14kb.
- Тема: Оценка финансовой реализуемости проекта, 13.29kb.
- Методическое представление Введение. Методический паспорт учебного проекта. Осуществление, 257.36kb.
- Тема проекта, 51.83kb.
- Проекта, 27.81kb.
- «Визитная карточка» проекта, 157.11kb.
- Проекта, 27.67kb.
- Проекта, 273.17kb.
- Задание на курсовой проект по технологии электронного машиностроения Тема проекта, 66.16kb.
Интеграционный проект фундаментальных исследований, выполняемых совместно СО РАН и ДВО РАН
отчет 2009 год
Тема проекта:
Формирование, структура и свойства самоорганизованных квантоворазмерных объектов на основе гетероэпитаксиальных наноструктур Ge-Si-Me для разработки новых приборов опто-, термоэлектроники и спинтроники
Проект выполняется на базе:
Института физики полупроводников СО РАН (ИФП СО РАН)
Института физики СО РАН (ИФ СО РАН)
Института автоматики и процессов управления ДВО РАН (ИАПУ ДВО РАН)
Научные координаторы проекта
СО РАН чл. корр. РАН А.В. Латышев (ИФП СО РАН)
ДВО РАН чл. корр. РАН А.А. Саранин (ИАПУ ДВО РАН)
Новосибирск 2009
Цель проекта заключалась в изучение механизмов формирования и свойств наноструктур на основе полупроводниковых силицидов, металлических слоев и ферромагнитных материалов на поверхности кремния и в кремниевой кристаллической матрице.
Мотивацией постановки такой задачи является стремительное развитие направления, связанного с созданием приборов нового поколения в области опто-, наноэлектроники- и спинтроники основанного на прогрессе в понимании физических свойств нанообъектов и разработкой новых технологий, связанных с типом встраиваемых нанокристаллов. Полупроводниковые силициды металлов, встроенные в Si, представляют значительный интерес с точки зрения появления новых электронных свойств, что обусловлено большим диапазоном ширины запрещенной зоны силицидов (от 0,07 эВ до 2,5 эВ) и наличием значительной величиной термо-эдс.
1. СТРУКТУРА И ЭЛЕКТРОФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТОНКИХ СЛОЕВ ДИСИЛИЦИДА ЖЕЛЕЗА ФОРМИРЮЩИСЯ НА ПОВЕРХНОСТИ КРЕМНИЯ
В настоящее время большое внимание уделяется росту и исследованиям свойств гетероструктур со встроенными сплошными слоями [1-3] и слоями преципитатов [4-10] полупроводникового дисилицида железа (-FeSi2) на кремниевых подложках с различной ориентацией. Это вызвано с одной стороны важностью фундаментальных исследований процессов гетероэпитаксиального роста в системе кремний - полупроводниковый силицид - кремний, а с другой стороны - обусловлено перспективностью использования выращенных кремний - силицидных гетероструктур для разработки и создания новых излучающих и детектирующих приборов в рамках планарной кремниевой технологии.
В рамках проекта исследовался рост железа в двумерной упорядоченной фазе Si(111)-(2x2)-Fe, изучены электрофизические свойства слоев в процессе роста, и морфология их поверхности после выгрузки образцов из ростовой камеры.
Эксперименты проводились в сверхвысоковакуумной камере с базовым вакуумом 110-9 Тор, оснащенной методом дифракции медленных электронов, автоматизированной приставкой для in situ температурных Холловских измерений [9,10], держателем образца, сублимационным источником кремния (КДБ-1), источником железа (99,99%) и кварцевым датчиком для измерений скорости осаждения железа и кремния. В качестве подложек использовали прямоугольные полоски (17х5х0.35 мм3) кремния р-типа проводимости с ориентацией (111) и удельным сопротивлением 1 Омсм. Скорость осаждения железа составляла 0.15 – 0.20 нм/мин. Пластины кремния перед загрузкой в сверхвысоковакуумную камеру очищались химически в ультразвуковой ванне. В условиях сверхвысокого вакуума образцы дегазировались при температуре 650 оС в течение 8 часов и затем охлаждались в течение 12 часов. Атомарно-чистую поверхность кремния с картиной дифракции медленных электронов (ДМЭ) Si(111)7x7 получали после серии коротких прогревов до температуры 1250 оС. В отдельных экспериментах проводили дополнительный рост буферного слоя кремния толщиной 100 нм при температуре 750 оС со скоростью 3.0 – 4.0 нм/мин. Для формирования упорядоченной фаз железа использовали метод твердофазной эпитаксии с температурой Т=600 оС в соответствии с данными работ [7,8]. Рост сверхтонких пленок железа проводили при комнатной температуре на атомарно-чистой поверхности кремния и на сформированной упорядоченной фазе железа порциями по 0.1 нм. Морфология поверхности образцов после их выгрузки исследовалась методом атомно-силовой микроскопии (АСМ) на сканирующем зондовом микроскопе Solver P47.
1.1. Формирование двумерной упорядоченной фазы Si(111)-(2x2)-Fe
Известно, что для формирования двумерной упорядоченной фазы Si(111)c(4x8)-Fe [7,8] необходимо достаточно точно выдержать покрытие атомов железа на кремнии в пределах 0.15-0.17 нм при комнатной температуре и затем отжечь при температуре 550…600оС. В виду отсутствия в нашей ростовой камере независимого метода контроля покрытия осажденного слоя металла, в экспериментах мы использовали осаждение железа при комнатной температуре порциями по 0.15 – 0.17 нм (исходя из рассчитанной по кварцевому датчику толщины скорости осаждения железа), проводили контроль картины ДМЭ и отжиг порции при температуре 600 оС. Для ряда образцов использовали процедуру высокотемпературной очистки кремния для десорбции островков силицидов железа, и затем выращивали эпитаксиальный слой кремния («регенерация поверхности подложки») поверх отожженной поверхности образца для дальнейшего повторения процедуры формирования поверхностной фазы железа на атомарно-чистой поверхности Si(111)7x7.
Проведенные ростовые эксперименты привели лишь к получению двумерной упорядоченной фазы Si(111)-(2x2)-Fe с точечными ДМЭ-рефлексами и малой интенсивностью фона, свидетельствующими о хорошем кристаллическом качестве созданного двумерного слоя. Однако картину ДМЭ, характерную для двумерной упорядоченной фазы железа Si(111)c(4x8)-Fe мы не наблюдали. Поскольку структура данной фазы определяется упорядочением вакансий Fe в решетке FeSi1+x типа CsCl [11], то рост железа и отжиг в базовом вакууме Р=1х10-9 Тор не позволил получить указанного упорядочения вакансий на участках поверхности образца, больших длины когерентности электронного пучка нашего ДМЭ анализатора. Однако в наших экспериментах наилучшее качество картины ДМЭ с рефлексами 2х2 (Рис. 1(б)) было получено именно в диапазоне покрытий и температур, которые по литературным данным соответствуют области формирования Si(111)c(4x8)-Fe. Тонкий гомогенный силицидный слой с упорядочением как 2х2, так и с(4х8) терминированы атомами кремния, а именно – поверх слоя кремния р(1х1) находится слой адатомов с упорядочением р(2х2) [11,12]. Поэтому вполне возможно, что сеть вакансий была сформирована, но не зарегистрирована в силу технических ограничений анализатора ДМЭ. Тем не менее, поверхность, полученную в результате вышеописанной процедуры, мы будем называть поверхностной фазой Si(111)-(2x2)-Fe.
Рис. 1. АСМ изображение образца со сформированной на нем поверхностной фазой Si(111)-(2x2)-Fe (а) и картина дифракции медленных электронов от этой поверхности (б).
Морфология образца со сформированной поверхностной фазой Si(111)-(2x2)-Fe и картина ДМЭ от нее представлены на Рис. 1(а, б). Видно, что большая часть поверхности кремния покрыта однородным слоем с малой шероховатостью, поверх которого расположены разноориентированные, но ограненные 3D островки с размерами 20 – 40 нм, высотой 2-3 нм и плотностью порядка 1109 см-2. Они были сформированы за счет излишков атомов железа и кремния, образующего фазу (2х2) [8]. При таких малых размерах и невысокой плотности они не могли обеспечить высокую интенсивность рефлексов ДМЭ 2х2 и малый фон в ростовой камере. Следовательно, за формирование картины ДМЭ отвечает двумерный слой со среднеквадратичной шероховатостью 0.3 нм, который состоит из двумерных одинаково ориентированных доменов с размерами 30-50 нм и высотой порядка 0.3-0.4 нм.
1.2. Электрические свойства двумерных слоев железа на упорядоченных фазах Si(111)7x7 и Si(111)2x2-Fe
Исследованию электрических свойств двумерных слоев металлов и упорядоченных поверхностных фаз металлов методом in situ Холловских измерений в условиях сверхвысокого вакуума в последние годы уделяется особое внимание [1-3]. При этом основная часть работ посвящена исследованию свойств не силицидообразующих металлов, таких как Ag и Au [1], Pb [2]. Основная методическая сложность при интерпретации результатов in situ экспериментов заключается в корректном учете шунтирующего влияния объема подложки и слоя пространственного заряда. Известно, что проводимость на атомарно-чистой поверхности складывается из вышеперечисленных вкладов [4] и проводимости по поверхностным состояниям, если они образуют двумерную зону с некоторой плотностью заполненных состояний [5]. Понимание механизма проводимости в системе кремний – переходной металл при исследованиях эффекта Холла осложнено силицидообразованием в системе [6] и сложностью формирования двумерных слоев переходного металла на атомарно-чистой поверхности кремния. Первые измерения эффекта Холла в условиях формирования границы раздела Si(111)-Fe и Si(111)-Cr [3] показали сильное влияние типа проводимости кремниевой подложки и типа ее проводимости на результаты измерений. Обнаруженная на подложке n-типа проводимости смена знака напряжения Холла при малых покрытиях железа [3] и замеченное во всех экспериментах на подложках р-типа проводимости увеличение продольного сопротивления было связано с полной или частичной компенсацией основных носителей в кремнии за счет дополнительного введения в систему электронов с донорных состояний в запрещенной зоне кремния, которые возникали при внедрении атомов железа (хрома) в решетку кремния уже при комнатной температуре.
В последние годы возобновился интерес к тонким фазам силицидов железа на кремнии. Это связано с обнаружением двумерной упорядоченной фазы Si(111)c(4x8)-Fe [7,8], которая формируется из упорядоченной фазы Si(111)-(2x2)-Fe в узком диапазоне покрытий железа (1.5 – 1.7 монослоя) при повышении температуры отжига с 400…500 оС до 530…600 оС. Авторы [7] высказали предположение, что данная двумерная фаза может стать основой для эпитаксиального роста полупроводникового дисилицида железа – перспективного материала для кремниевой оптоэлектроники. Можно предположить также, что данная двумерная фаза может стать ориентирующим барьером уже при комнатной температуре в процессе формирования тонких слоев железа на кремнии для создания магнитных наноструктур для спинтроники. Подобные эксперименты на двумерных упорядоченных фазах железа Si(111)-(2x2)-Fe и Si(111)c(4x8)-Fe методами in situ электрических холловских измерений еще не проводились.
В рамках проекта Холловские измерения сначала проводили на атомарно-чистой поверхности кремния, затем после формирования упорядоченной фазы железа и после осаждения каждой порции железа. При измерениях контролировали Холловское напряжение (UH) и продольное напряжение (U) пропорциональное удельному сопротивлению. Поскольку после каждой процедуры осаждения железа держатель образца повторно приводился в контакт с зондовой головкой [9,10], для уменьшения ошибок измерения за счет некоторого возможного сдвига зондов проводилось 3-4 повторных процедуры переустановки контактов. Полученные данные измерений усреднялись с расчетом среднеквадратичного отклонения для каждого измерения. Погрешность измерений не превышала 5% для наихудшего случая.
Исследование электрофизических свойств тонких слоев железа проводились на двух образцах с различным кристаллическим качеством двумерной упорядоченной фазы Si(111)-(2x2)-Fe. Условия их формирования были идентичны, за исключением продолжительности отжига: образец А отжигался 45 мин, образец Б – 20 мин. При этом картины ДМЭ по уровню фона и интенсивности рефлексов 2х2 заметно не отличались. Чтобы получить объективные данные для сравнения, в тех же условиях (пластина кремния, из которой вырезались образцы, вакуумные условия, источник железа), аналогичные измерения были выполнены на атомарно-чистой поверхности кремния Si(111)7x7 (образец В).
Рассмотрим эволюцию Холловского и продольного напряжений от покрытия железа, которая представлена на Рис. 2(а,б). Не зависимо от состояния подложки, на которую осаждается железо, в поведении всех кривых можно увидеть общие закономерности. Для Холловского напряжения это некоторое уменьшение сразу после начала осаждения, затем увеличение разной степени интенсивности в зависимости от образца, за которым следует падение (Рис.2 а). Наибольшие по амплитуде изменения были зарегистрированы для образца А. Для него после выгрузки были сняты картины АСМ (Рис. 3 (а,б)), которые показали, что выращенный слой обладает малой шероховатостью (среднеквадратичное отклонение высот 0.11 нм) и состоит из двумерных островков с размерами 20-30 нм.
Рис. 2. Зависимости Холловского (а) и продольного (б) напряжений от покрытия железа для образцов со сформированной поверхностной фазой Si(111)-(2x2)-Fe и временем отжига 45 мин (образец А) и 20 мин (образец Б) а так же атомарно-чистой поверхности кремния Si(111)7x7 (образец В).
Следовательно, на данной стадии осаждения при комнатной температуре атомов железа на фазу Si(111)-(2x2)-Fe наблюдается зарождение и рост двумерных островков в соответствии с обнаруженным ранее [13] островковым характером роста (механизм Вольмера-Вебера) при осаждении железа на фазу Si(111)с(4x8)-Fe.
Достаточно резкие изменения Холловского напряжения (Рис. 2(а)) для образца А свидетельствуют о сильных изменениях в транспортных свойствах, которые происходят за счет накопления напряжений в растущем слое при росте железа на силицидной фазе со структурой (2х2) за счет эффекта псевдоморфизма. Аналогичные свойства продемонстрировал и образец Б, но с меньшими значениями Холловского напряжения (Рис. 2(а)). Это свидетельствует о частичных изменениях в механизме роста за счет отклонений в стехиометрии или сплошности фазы (2х2), что приводит к меньшим напряжениям в растущем двумерном слое железа. Если все существенные изменения Холловского напряжения в образцах А и Б произошли до покрытий около 2 нм, то для образца В необходимо было получить покрытие почти в 2 раза больше, чтобы зарегистрировать аналогичный максимум, но со значительно меньшей амплитудой. Изменение продольного напряжения проходит в две стадии: заметный рост, начиная с первых порций железа, за которым следует плавное снижение (Рис. 2(б)). Минимальное увеличение продольного напряжения (сопротивления) наблюдалось для образца А, а максимальное – для образца В. Рост сопротивления здесь связан с частичной потерей носителей в кремнии при росте железа за счет диффузии последнего в кремний и формирования силицида [6]. Наиболее ярко этот процесс выражен для атомарно-чистого кремния. В средней степени он наблюдается при росте железа на фазе (2х2) с худшим кристаллическим качеством (образец Б) и в наименьшей – для образца А. Следовательно, можно сказать, во-первых, о минимальном влиянии диффузии железа в кремний при росте железа на фазе (2х2) с наилучшим кристаллическим качеством и, во-вторых, - о присутствии оголенной поверхности кремния в образце Б.
Рис. 3. АСМ изображения поверхности образца с железом (2 нм), напыленным на предварительно сформированную упорядоченную фазу Si(111)-(2x2)-Fe. Размер изображения (а) – 5х5 мкм, (б) – 1х1 мкм.
Результаты расчета электрических свойств образца А в приближении однородного легирования представлены на Рис. 4. При таком подходе мы не используем сложные модели, учитывающие наличие слоев с различной величиной и типом проводимости, а так же возникновение p-n перехода, как например в [14], поскольку в последнем случае возможно появление искусственных результатов, обусловленных особенностями модели. В нашем случае по хорошо известным соотношениям [9], связывающим силу тока, магнитное поле, продольное и поперечное (Холловское) напряжения мы рассчитываем подвижность и концентрацию основных носителей заряда и проводимость образца. Эти величины являются интегральными (эффективными) характеристиками всей системы, состоящей как минимум из двух слоев – пленки и подложки. Эффективные величины наиболее корректно описывают изменение электрических параметров системы, измеренных макрозондами, поскольку при расстоянии между электродами, много больших толщины образца, распределение токов по глубине доподлинно не известно.
Уменьшение проводимости образца А на начальных стадиях роста железа (0 – 0.2 нм) связано с процессом силицидообразования, который происходит при взаимодействии атомов железа с адатомами кремния, формирующими структуру р(2х2). По данным СТМ [13] островки начинают срастаться при покрытии железа 0.3 нм, что в нашем случае соответствует началу увеличения проводимости. Процесс диффузии железа в кремний блокируется на этом этапе и далее происходит рост островков железа с напряженной структурой. При этом наблюдается небольшое снижение подвижности дырок (Рис. 4(б)) и сохраняется их концентрация (Рис. 4(в)). Следовательно, силицидообразование на начальной стадии осаждения атомов железа приводит к разупорядочению в приповерхностной области, увеличению рассеяния носителей заряда и уменьшению проводимости. Наиболее ярко выражен этот процесс на образце В (чистый кремний), где уменьшение проводимости (увеличение продольного напряжения) наблюдается до покрытий 0.8 нм и достигает 9%. Однако формирование поверхностной фазы 2х2, по-видимому, препятствует такому перемешиванию. В этом случае железо реагирует с атомами кремния, оставшимися на свободной поверхности кремния с образованием трехмерных островков силицидов железа. Чем выше кристаллическое качество фазы (2х2), тем меньше свободного кремния для того, чтобы прошла реакция силицидообразования, что подтверждается Холловскими данными по повышению подвижности при покрытиях железа порядка 1.3 нм (Рис. 3(а)). При дальнейшем увеличении количества осажденного железа на фазе (2х2) происходит псевдоморфный рост пленки железа. При этом данная пленка испытывает напряжение, т.к. постоянная решетки железа отличается от постоянной решетки любого из его силицидов [15].
Мы предполагаем, что именно напряжения в пленке железа приводят к тому, что подвижность носителей заряда в системе пленка - подложка существенно увеличивается. Для образца А это изменение максимально при покрытии железа 1,35 нм. Эффективная подвижность дырок достигает 820 см2/Всек, в то время как подвижность дырок в исходном образце (после формирования упорядоченной фазы (2х2)-Fe) равняется 520 см2/Всек. Таким образом, в образце А наблюдается увеличение эффективной Холловкой подвижности дырок более чем в 1.5 раза.
Мы предполагаем, что причинами резкого увеличения эффективной подвижности носителей заряда является изменения в зонной структуре приповерхностной области кремния. Под действием напряжений в пленке железа происходит изменение периода кристаллической решетки кремния в нескольких поверхностных слоях. Такие сильные напряжения ранее наблюдались экспериментально при прямой регистрации изгиба кремниевого образца в процессе осаждения на него железа [16]. Из-за этого изменяется дисперсия приповерхностных энергетических зон, и появляются долины с носителями заряда, эффективная масса которых меньше, чем в чистом кремнии (легкими дырками).
В случае осаждения атомов железа на фазу Si(111)-(2x2)-Fe с худшим кристаллическим качеством или меньшей долей покрытия кремниевой подложки пик Холловского напряжения также наблюдается, но меньший по величине и при большей толщине слоя осажденного железа (1.7 нм). В этом случае атомы железа реагирует с атомами кремния на свободной поверхности с образованием 3D островков силицидов железа, а атомы железа на двумерных доменах фазы Si(111)-(2x2)-Fe постепенно формируют двумерный слой железа с напряженной структурой. В этом случае максимум Холловского напряжения сдвигается в район больших толщин железа, поскольку часть атомов железа реагирует с кремнием. При осаждении железа на атомарно-чистую поверхность кремния пик Холловского напряжения наблюдается еще при более значительной толщине слоя осажденного железа (3.3 нм) и его значение достигает величины, характерной для атомарно-чистого кремния. Одинаковый характер зависимостей Холловского напряжения от толщины осажденного слоя железа на подложках Si(111) с различной реконструкцией поверхности может свидетельствовать о схожести механизмов роста железа.
Рис.4. Результаты расчетов для образца А по данным Рис.2: изменение проводимости (а), подвижности дырок (б) и их концентрации (в) в зависимости от покрытия железа.
По данным [17] известно, что при осаждении железа на кремний со сформированным на нем сверхтонким силицидом железа при толщинах более 2.3 нм наблюдается релаксация возникших напряжений и переход к эпитаксиальному росту железа с объемным значением постоянной кристаллической решетки. Аналогично в [13] пики, характерные для чистого железа, появляются на спектрах рентгеновской фотоэлектронной дифракции с толщины железа 1.8 нм.
В нашем случае момент начала релаксации напряжений в пленке определяется степенью активности границы раздела. Для образца А такой критической толщиной является 1.35 нм. При росте железа на неполной (худшего кристаллического качества) фазе 2х2 или на чистом кремнии аналогичные свойства проявляются при больших толщинах осажденного железа, из-за частичной релаксации напряжений непосредственно в процессе роста.
2. СТРУКТУРНЫЕ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА СВЕРХТОНКИХ СЛОЕВ СИЛИЦИДА ЖЕЛЕЗА НА ПОВЕРХНОСТИ КРЕМНИЯ НА НАЧАЛЬНЫХ ЭТАПАХ РОСТА ПЛЕНОК Fe/Si
С помощью магнитооптического эффекта Керра in situ исследованы сверхтонкие слои железа на различных подложках. Для идентификации и исследования структурных свойств нанокластеров силицида железа, самоорганизующихся на поверхности кремния на начальных этапах роста пленок Fe/Si был применен комбинированный метод магнитной эллипсометрии. Измерения проводились с помощью лазерного эллипсометра ЛЭФ-757 (ИФП СО РАН), оптимизированного для измерения не только традиционных эллипсометрических параметров и , но и магнитооптического отклика системы. Магнитоэллипсометр был интегрирован в сверхвысоковакуумную камеру установки молекулярно-лучевой эпитаксии, что позволило непосредственно в процессе роста контролировать оптические и магнитные свойства тонких пленок. В результате анализа магнитооптического отклика было установлено, что на поверхности Si образуется силицид железа в немагнитной фазе, а при решении обратной задачи эллипсометрии для измеренного массива эллипсометрических параметров и были идентифицированы нанокластеры и найдены их геометрические размеры (Рис. 5 d110 Å, d212 Å ).
Рис. 5 Схема геометрических размеров нанокластеров.
Для исследования механизмов роста железа был проведен следующий эксперимент. На очищенные подложки кремния наносилось железо при различных температурах подложки - 20°С, 270°С, 620°С. Затем эти образцы исследовались ex situ на спектральном эллипсометре. Спектры эллипсометрических параметров и пленок железа при различных температурах подложки кремния - 20°С, 270°С, 620°С. представлены на рис. 6.
Изменение спектров свидетельствует об образовании силицидов железа при повышенной температуре подложки, эти результаты коррелируют с полученными ранее данными об образовании силицидов железа по данным магнитных измерений при высоких температурах.
Рис. 6. Спектры эллипсометрических параметров и тонких пленок железа на кремниевых подложках при различной температуре подложки.
Механизмы формирования тонких слоев железа в зависимости от технологических условий исследованы методом спектроскопии потерь энергии отраженных электронов. Тонкие слои железа получены методом термического испарения на подложках монокристаллического кремния при различных температурах подложки в сверхвысоковакуумном технологическом комплексе, оснащенном электронным спектрометром 09ИОС-03. Толщина слоев составляла 20 и 2 Å. Температура подложки комнатная, 350 и 650 ºС. Исследованы спектры потерь энергии отраженных электронов и оже-спектры образцов для разных энергий первичных электронов. Анализ спектров показал существенное влияние температуры подложки на вид спектров потерь энергии электронов и их количественные характеристики. Из экспериментальных спектров потерь энергии электронов определены произведения средней длины неупругого пробега электронов на сечение неупругого рассеяния электронов для образцов, полученных в различных технологических условиях. Полученные результаты проанализированы с учетом возможности образования на поверхности композитных структур системы FexSi1-x с содержанием железа, определяемым технологическими условиями.
Магнитные свойства пленок Fe/Si контролировались in situ методом магнитоэллипсометрии (Рис.7) при комнатной температуре. На рис. 7 видно, что пленка Fe толщиной 1.5 нм показывает магнитное упорядочение. Но отношение интенсивностей 1:4 для подложки кремния и стекла говорит об образовании немагнитного силицида толщиной примерно 1 нм, что соответствует данным малоуглового рентеновского рассеяния и электронной спектроскопии. Для пленки 0.5 нм (в среднем два слоя железа) на стекле ферромагнитное состояние сохраняется, а на кремнии силицид не обладает магнитными свойствами.
Для исследования послойного распределения намагниченности на интерфейсе Fe/Si нами изготовлены образцы с изотопически чистыми слоями 57Fe для мессбауэровских измерений.
3. ПОДГОТОВКА ОБРАЗЦОВ ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЯ РАСПРЕДЕЛЕНИЯ НАМАГНИЧЕННОСТИ ВНУТРИ СЛОЯ ЖЕЛЕЗА И В ИНТЕРФЕЙСЕ Fe/Si
Для исследования послойного распределения намагниченности внутри слоя железа и в интерфейсе Fe/Si методом конверсионной мессбауэровской спектроскопии CEMS были изготовлены три наноструктуры с различным чередованием изотопически чистых слоев 56Fe, 57Fe (рис.8, 9, 10). В настоящее время планируется проведение месбауэровских измерений в университете Сарагоса (Испания).
Рис.7 Магнитные свойства тонких пленок железа на подложках из Si(100) и стекла
4. ТЕОРЕТИЧЕСКОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ИНТЕРФЕЙСА Fe/Si
В ходе выполнения проекта нами была проведено изучение взаимодействия одиночных атомов кобальта и железа с поверхностью кремния (001). С помощью ab-initio расчетов методом псевдопотенциала в рамках формализма DFT (GGA-PBE аппроксимация). Были найдены наиболее выгодные позиции атомов кобальта и железа на поверхности кремния (001) и показано, что наиболее энергетически выгодны подповерхностные положения атомов металла. Были рассчитаны возможные пути миграции атомов металлов по поверхности кремния в данные положения. Анализ энергии показал, что с увеличением количества атомов металла на поверхности кремния полная энергия связи структуры уменьшается. Расчет структуры с полностью заполненными наиболее выгодными подповерхностными состояниями и структур с полным заполнением как внутренних, так и поверхностных положений показал, что для обоих металлов должна реализовываться система с заполненным верхним слоем с позициями атомов в симметричном положении между двумя димерами одного ряда и внутренним слоем с позициями атомв под центром димера.
Также было проведено исследование интерфейса между поверхностью кремния (001) и поверхностью β-фазы силицида FeSi2. Благодаря полученным в ИАПУ ДВО РАН экспериментальным данным о бездислокационном врастании наночастиц силицида железа в кремний, нами для изучения интерфейса кремний-силицид железа использовалась периодическая пластина из кремния с размерами 3X3X3 ячеек в виде куба вместе с присоединенной к ней периодической пластиной из β -силицида FeSi2, состоящей из 2X2X1 элементарных ячеек. Данная геометрия системы была выбрана благодаря малому рассогласованию параметров ячейки обоих материалов (~2%). При этом составная пластина, бесконечная в XY плоскости, отделялась вакуумных промежутком ~8A от ее периодических повторений в направлении оси Z, нормальном к поверхности. В ходе моделирования с целью нахождения равновесной геометрии системы, обладающей минимальной энергией, проводилась оптимизация координат всех атомов системы, состоящей из 336 атомов. Ввиду большого размера элементарной ячейки (15.37x15.42x28.25)A3 для интегрирования по 1 зоне Бриллюэна использовалась только точка Г.
В ходе расчетов было обнаружено хорошее бездислокационное “врастание” поверхности силицида железа на поверхности кремния (001), см. Рис.11. Также была вычислена электронная структура данной составной пластины. Была вычислена парциальная плотность состояний для всех слоев, составляющих область интерфейса кремний-силицид, см. Рис.12. Из анализа плотности состояний следует, что наибольший вклад в области энергии ферми вносят слои железа, образующие силицид.
Рис.11. Интерфейс поверхности кремния (001) и β -силицида FeSi2
Рис.12. Плотность электронных состояний (по слоям) области интерфейса поверхности кремния (001) и β -силицида FeSi2
5. ФОРМИРОВАНИЕ ОГРАНЕННЫХ ОСТРОВКОВ СИЛИЦИДА Co НА ПОВЕРХНОСТНЫХ РЕКОНСТРУКЦИЯХ Si(100)c(4×12)–Al и Si(111)5,55×5,55–Cu
5.1 Адсорбция Co на реконструкцию Si(100)c(4×12)– Al.
На первом этапе проекта было выполненно экспериментальное исследование адсорбции Co на поверхностные реконструкции Si(100)c(4×12)–Al и Si(111)5,55×5,55–Cu в сравнении с адсорбцией Co на соответствующие атомно-чистые поверхности кремния для выяснения влияния указанных реконструкций на процессы формирования структур Co. На рис. 13 представлен ряд СТМ изображений, полученных после осаждения 0,2 МС кобальта на поверхность Si(100) c реконструкцией c(4×12)–Al при различных температурах подложки.
При комнатной температуре осаждение Co на поверхность c(4×12)– Al приводит к формированию сплошной неупорядоченной пленки с шероховатым рельефом. Однако, начиная уже с температуры подложки ~200◦C, наблюдается рост островковой пленки Co. Можно отметить, что при данной температуре не наблюдается признаков преимущественного зародышеобразования островков на ступенях или дефектах. Островки зарождаются между рядами кластеров Al в области зигзагообразных канавок, которые, в соответствии с моделью [18], представляют собой чередующиеся кремниевые димеры и не содержат атомов Al (на вставке к рис. 13 (б) черной изломанной линией отмечена зигзагообразная канавка, маленьким и большим прямоугольником отмечены Al кластер и элементарная ячейка исходной поверхности c(4×12)–Al, соответственно).
Начиная с ~400°C , островки приобретают прямоугольную форму и ориентированы преимущественно вдоль кристаллографических направлений (011) и (011) поверхности Si(100). С изменением температуры роста от ~200°C до ~400°C наблюдается увеличение размеров островков от 2 до 5 нм и уменьшение их концентрации от 2,6х1012 см-2 до 1,4х1012 см-2, при этом количество неупорядоченных образований на поверхности снижается. Исследуя СТМ изображение высокого разрешения поверхности c(4х12)–Al после осаждения Co при 400°C, можно отметить разрушение исходной поверхности непосредственно вокруг островков, как показано на вставке к рис. 13 (в). Разрушение реконструкции c(4х12)–Al означает неизбежное перемешивание Co с материалом подложки (Si), т.е. формирование островков силицида кобальта ввиду высокой реактивной способности Co.
Рис. 13 - СТМ-изображения заполненных состояний поверхности c(4х12)–Al после осаждения 0,20 МС Co при (а) 25°C, (б) 200°C, (в) 400°Cи (г) 500°C. Масштаб изображений 100x83,3 нм2.
Дальнейшее увеличение температуры подложки приводит к полному разрушению исходной реконструкции по всей поверхности образца и образованию относительно длинных островков, ориентированных вдоль направлений [0
6.2 Адсорбция Co на реконструкцию Si(111)5,55x5,55-Cu
На Si(111) модификация поверхности производилась формированием на ней реконструкции Si(111)5,55x5,55-Cu, которая, как было показано ранее [22], предотвращает образование силицида в системе Cu/Si(111), который формируется при осаждении Cu на атомно-чистую поверхность Si(111) при КТ [23,24]. Граница раздела Co/5,55х5,55-Cu формировалась путем осаждения Co на поверхностную фазу 5,55х5,55–Cu при КТ, далее проводился отжиг при заданной температуре. На рис. 14 показаны СТМ изображения, полученные после осаждения 0,25МС Co на поверхность 5,55х5,55–Cu при КТ и последующего отжига при температурах 300, 400 и 500°C.
На вставке рис. 14 (a) показано СТМ изображение с более высоким разрешением участка поверхности (25×21 нм2). Детальный анализ показал, что исходная поверхность 5,55×5,55–Cu не претерпевает каких-либо значительных изменений. При КТ на поверхности формируется неупорядоченная шероховатая пленка. Прогрев полученной таким способом поверхности при повышенных температурах приводит к образованию шестигранных островков с ярко выраженной огранкой. Боковые грани этих островков направлены вдоль основных кристаллографических направлений нереконструирован-ной поверхности Si(111).
Рис. 14 - СТМ–изображения заполненных состояний поверхности 5,55×5,55–Cu после осаждения 0,25МС Co при (а) 25◦C и последующего отжига при температурах (б) 300◦C, (в) 400◦Cи (г) 500◦C. Масштаб изображений 100×100нм2
На рис. 15 (а) приведено СТМ изображение, записанное вблизи края террасы после отжига при 500◦C. Как видно, формирование шестигранных островков сопровождается изменением формы атомных ступеней. Изначально ровная ступень приобретает "зазубренную" форму с островком на каждом "зубе", при этом поверхность, примыкающая к ступени как снизу, так и сверху сохраняет реконструкцию 5,55×5,55–Cu (вставка рис. 15 (а)). Такие изменения формы атомных ступеней могут происходить как в результате перемещения атомных ступеней под действием температуры, так и в результате массопереноса кремния из террасы в объем выросшего островка. Минимальная температура, при которой начинается перемещения атомных ступеней по поверхности кристалла Si(111) составляет около 830◦C [25], что существенно выше температур отжига, в данной работе. Следовательно, изменение формы атомных ступеней должно свидетельствовать о массопереносе кремния из террасы в объем выросшего островка, из чего можно сделать косвенный вывод о силицидной природе островков. Следует отметить, что островки, выросшие на краю ступеней ничем, кроме размеров не отличаются от остальных островков, расположенных на террасах вдали от ступеней. Однако для последних отсутствуют какие-либо свидетельства массопереноса (обычно проявляющиеся как пары "островок - ямка").
Это относится также и к островкам, полученным при низких температурах. Отсутствие массопереноса может быть объяснено эндотаксиальным механизмом роста, при котором островок силицида растет вглубь подложки, что характерно для системы CoSi2/Si(111) [26].
Исследование СТМ изображений высокого разрешения сформированных островков показало наличие на их поверхности реконструкции с периодичностью √3×√3–R30◦ , окаймленной цепочкой ярких выступов (рис. 15 (б)). Структура с периодичностью√3×√3 соответствует силициду Co2Si [27], что также подтверждает тот факт, что на поверхности формируются островки силицида кобальта. На рис. 15 (б) двумя линиями показано, что островок разориентирован относительно поверхности подложки на 3°. Верхняя линия соответствует ориентации островка, а нижняя проведена сквозь светлые выступы на поверхности, соответствующие верхним атомам меди поверхности 5,55×5,55–Cu [24].
Из работы [24] известно, что домены реконструкции 5,55×5,55– Cu сами развернуты на тот же угол 3° относительно основных кристаллографических направлений кремния. Т.е. формирующийся островок игнорирует ориентацию поверхностной фазы и ориентируется относительно кремниевой подложки. Это предполагает разрушение исходного поверхностного силицида меди под островками и высвобождению несвязанных атомов Cu на поверхности. Следует отметить, что из условий формирова- ния реконструкции 5,55×5,55–Cu [28], температуры образца более 300◦C достаточно для десорбции несвязанных атомов Cu с поверхности образца, в результате на поверхности наблюдаются только островки силицида кобальта.
Рис. 15 - СТМ-изображения заполненных состояний поверхности 5,55×5,55–Cu после осаждения 0,15МС Co при 25◦Cи последующего отжига при температуре 500◦C. Масштаб изображений: а) 200×172нм2, б) 23×13нм2.
Таким образом, при комнатной температуре формируется слабоупорядоченный слой металлического Co с сохранившимися реконструкциями в границе раздела Co/Si. С повышением температуры в системе Co/5,55×5,55–Cu происходит разрушение исходной поверхности под островками и формирование ограненных эндотаксиальных островков силицида кобальта с латеральными размерами порядка 15 нм и высотой от 0,5 до 2 нм в зависимости от температуры роста.
ОРГАНИЗАЦИОННЫЕ МЕРОПРИЯТИЯ И ВИЗИТЫ
В 2009 г. в ИФ СО РАН совместно с Сибирским Федеральным Университетом была проведена международная конференция “Trends in nanomechanics and nanoengineering”, в которой приняли участие почти все основные исполнители проекта: от ИФП СО РАН О.П. Пчеляков, Т.С. Шамирзаев, О.Е. Терещенко, от ИФ СО РАН С.Г. Овчинников, А.С. Паршин, С.Н. Варнаков, В.Н. Заблуда, А.С. Федоров, от ИАПУ ДВО РАН А.А. Саранин, Н.Г. Галкин. Проведено совещание для координации работ по проекту.
Участники проекта от ИФ СОРАН С.Г. Овчинников, А.С. Паршин, С.Н. Варнаков, В.Н. Заблуда, Н.Н. Косырев посещали для работы по теме проекта ИФП СОРАН, Н.Н. Косырев и А.С. Федоров посещали для работы по теме проекта ИАПУ ДВО РАН. Сотрудник ИФП СОРАН О.Е. Терещенко выступал с докладом в ИФ СОРАН.
Участники проекта от ИАПУ ДВО РАН А.А. Саранин, Е.А. Чусовитин посещали для работы по теме проекта ИФП СО РАН.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
В заключении приведены основные результаты, полученные при выполнении проекта в 2009 году:
1. ИАПУ ДВО РАН совместно с ИФП СОР АН методами in situ холловских измерений, дифракции медленных электронов и атомной силовой микроскопии исследованы формирование, морфология и электрические свойства сверхтонких слоев железа, выращенных на упорядоченной фазе Si(111)-(2x2)-Fe и на монокристаллическом кремнии Si(111). Рост сверхтонких слоев железа на фазе (2х2) зависит от ее кристаллического состояния и в случае полного покрытия образца данной фазой возникает напряженное состояние кристаллической решетки в приповерхностной области подложки. Исследования электрических свойств данных слоев показали, что при толщине железа 1.35 нм наблюдается максимум эффективной подвижности дырок в образце, который в 1.5 раза превышает подвижность носителей заряда в исходном образце со сформированной фазой (2х2)-Fe. В случае неполного покрытия фазой (2х2) кремния происходит взаимодействие железа с атомами подложки, формирование островков силицида и ухудшение электрических свойств.
2. ИФ СОРАН совместно с ИФП СОРАН разработан и изготавливается уникальный спектральный магнитоэллипсометр для in situ измерений магнитных и оптических свойств. Для этого прибора изготавливается специальная сверхвысоковакуумная камера со встроенным электромагнитом.
3. Для исследования послойного распределения намагниченности внутри слоя железа и в интерфейсе Fe/Si методом конверсионной мессбауэровской спектроскопии CEMS в ИФ СО РАН были изготовлены три наноструктуры с различным чередованием изотопически чистых слоев 56Fe, 57Fe. Проведение месбауэровских измерения запланировано в университете Сарагоса (Испания).
4. В ИФ СО РАН идентифицированы нанокластеры, образующиеся на начальных этапах роста тонких слоев Fe на поверхности Si и найдены их геометрические размеры. Спектры эллипсометрических параметров и пленок железа при различных температурах подложки кремния свидетельствует об образовании силицидов железа при повышенной температуре подложки, эти результаты коррелируют с полученными ранее данными об образовании силицидов железа по данным магнитных измерений при высоких температурах.
5. ИФ СО РАН теоретически изучено взаимодействие одиночных атомов кобальта и железа с поверхностью кремния (001). Найдены наиболее выгодные позиции атомов кобальта и железа на поверхности кремния (001) и показано, что наиболее энергетически выгодны подповерхностные положения атомов металла. Рассчитаны возможные пути миграции атомов металлов по поверхности кремния в данные положения. Проведено теоретическое исследование интерфейса между поверхностью кремния (001) и поверхностью β-фазы силицида FeSi2. Обнаружено бездислокационное “врастание” поверхности силицида железа на поверхности кремния (001). Вычислена парциальная плотность состояний для всех слоев, составляющих область интерфейса кремний-силицид.
6. В ИАПУ ДВО РАН показано, что внедрение поверхностной реконструкции Si(100)-c(4x12)-Al в границу раздела Co/Si(100) изменяет режим роста Co с 2D на 3D по сравнению с адсорбцией на атомно-чистую поверхность кремния. Островки не образуют упорядоченных массивов, но ориентированны вдоль основных кристаллографических направлений ([0
Цитируемая литература.
1. T. Hirahara, I. Matsuda, C. Liu, R. Hobara, S. Yoshimoto, S. Hasegawa. Direct measurement of the Hall effect in a free-electron-like surface state // Phys. Rev. B. 2006. №73. 235332.
2. I. Vilfan, M. Henzler,O. Pfennigstorf, H. Pfnur. Anomalous thickness dependence of the Hall effect in ultrathin Pb layers on Si(111) // Phys. Rev. B. 2002. №66. P.241306.
3. N.G.Galkin, D.L. Goroshko A.V. Konchenko, V.A. Ivanov, E.S. Zakharova, S.Ts. Krivoshchapov. In situ Hall measurements of Fe and Cr submonolayers on Si(111) of n- and p-type conductivity // Surf. Rev. Let. 2000. №7. P.257.
4. S. Hasegawa, X. Tong, S. Takeda, N. Sato, T. Nagao. Structures and electronic transport on silicon surfaces // Prog. Surf. Sci. 1999. №60. P.89.
5. C.-S. Jiang, S. Hasegawa, S. Ino. Surface conductivity for Au or Ag on Si(111) // Phys. Rev. B. 1996. №54. P.10389.
6. J. Alvarez, A.L. Vazquez, J.J. Hinarejos, J. Figuera, E.G. Michael, O. Ocal, R. Miranda. Initial stages of the growth of Fe on Si(111)7x7 // Phys. Rev. B. 1993. №47. P.16048.
7. S. Hajjar, G. Garreau, S. Pelletier, D. Bolmont, C. Pirri. p(1×1) to c(4×8) periodicity change in ultrathin iron silicide on Si(111) // Phys. Rev. B. 2003. №68. P.033302.
8. K. Kataoka, K. Hattori, Y. Miyatake, H. Daimon. Iron silicides grown by solid phase epitaxy on a Si(111) surface: Schematic phase diagram // Phys. Rev. B. 2006. №74. P.155406.
9. N.G. Galkin, D.L. Goroshko. High Temperature Hall Measurement System Ultrahigh Vacuum System // Phys. Low-Dim. Struct. 2001. №9-10. P.67.
10. N.G. Galkin, V.A. Ivanov, A.V. Konchenko, D.L. Goroshko. An ultra-high-vacuum system for computer-integrated measurements of the Hall effect and conductivity of two-dimensional films // Instr. Exp. Tech. 1999. №42. P.284.
11.G. Garreau, S. Hajjar, G. Gewinner, C. Pirri. High resolution scanning tunneling spectroscopy of ultrathin iron silicide grown on Si(111): Origin of the c(4×8) long range order // Phys. Rev. B. 2005. №71. P.193308.
12.M. Krause, F. Blobner, L. Hammer, K. Heinz. Homogeneous surface iron silicide formation on Si(111): The c(8×4) phase // Phys. Rev. B. 2003. №68. P.125306.
13.G. Garreau, S. Hajjar, J. L. Bubendorff, C. Pirri, D. Berling, A. Mehdaoui, R. Stephan, P. Wetzel, S. Zabrocki, G. Gewinner, S. Boukari, E. Beaurepaire. Growth and magnetic anisotropy of Fe films deposited on Si(111) using an ultrathin iron silicide template // Phys. Rev. B. 2005. №71. P. 094430.
14.P. Muret, I. Ali, M. Brunel. Semiconducting iron silicide thin films on silicon (111) with large Hall mobility and low residual electron concentration // Semicond. Sci. Technol. 1998. №13. Р.1170.
15.B. Eggert, G. Panzner. Bonding state of silicon segregated to α-iron surfaces and on iron silicide surfaces studied by electron spectroscopy // Phys. Rev. B. 1984. №29. P.2091.
16.D. Sander, A. Enders, J. Kirschner Stress evolution during the growth of ultrathin layers of iron and iron silicide on Si(111) // Appl. Phys. Lett. 1995. №67. P.1833.
17. R. Stephan, S. Zabrocki, P. Wetzel, D. Berling, A. Mehdaoui, J-L. Bubendorff, G. Garreau, C. Pirri, G. Gewinner, N. Boudet, J.F. Berar. Strain state in bcc Fe films grown on Si(111) // Surf. Sci. 2006. №600. P.3003.
18. Shimizu N., Kitada H., Ueda O. Cluster-ordered array on the Si(100) surface formed by Al deposition. // Phys. Rev. B. - 1995. - V. 51, N. 8. - P. 5550-5553.
19. Chen Y., Ohlberg D.A.A., Williams R.S. Nanowires of four epitaxial hexagonal silicides grown on Si(001). // J. Appl. Phys. - 2002. - V. 91, N. 5. - P. 3213-3218.
20. Nogami J., Liu B.Z., Katkov M.V., Ohbuchi C., Birge N.O. Self-assembled rare-earth silicide nanowires on Si(001). // Phys. Rev. B. - 2001. - V. 63, N. 23. - P. 233305-4.
21. Okino H., Matsuda I., Hobara R., Hosomura Y., Hasegawa S., Bennet P.A. In situ resistance measurements of epitaxial cobalt silicide nanowires on Si(110). // Appl. Phys. Lett. - 2005. - V. 86, N. 23. - P. 233108-3.
22. Zotov A.V., Gruznev D.V., Utas O.A., Kotlyar V.G., Saranin A.A. Multi-mode growth in Cu/Si(111) system: Magic nanoclustering, layer-by-layer epitaxy and nanowire formation. // Surf. Sci. - 2008. - V. 602, N. 1. - P. 391-398.
23. Daugy E., Mathiez P., Salvan F., Layet J.M. 7×7Si(111)-Cu interfaces: combined LEED, AES and ELS measurements. // Surf. Sci. - 1985. - V. 154. - P. 267-283.
24. Zegenhagen J., Fontes E., Grey F., Patel J.R. Microscopic structure, discommensurations, and tiling of Si(111)/Cu-"5×5". // Phys. Rev. B. - 1992. - V. 46, N. 3. - P. 1860-1863.
25. С. С. Косолобов А. В. Латышев. Влияние вакансии на распределение атомных ступеней на поверхности кремния (111). // Вестник НГУ. - 2007. - V. 2, N. 2. - P. 40-50.
26. Zhian He David J. Smith, Bennett. P. A. Endotaxial Silicide Nanowires. // Phys. Rev. Lett. - 2004. - V. 93, N. 25. - P. 256102. Co.
27. Pirri C., Peruchetti J.C., Gewinner G., Bolmont D. Annealing studies of the Co/Si(111) interface. // Sol. State Commun. - 1986. - V. 57, N. 5. - P. 361-364.
28. A.V. Zotov, D.V. Gruznev. O.A. Utas V.G. Kotlyar A.A. Saranin. Structural properties of Cu clusters on Si(111):Cu2Si magic family. // Surf. Sci. - 2008. - V. 602. - P. 391-398.
Публикации по итогам 2009 года:
1. Косырев Н.Н., Овчинников С.Г., Худяков А.Е., Бондаренко Г.В., Исследование in situ ферромагнетизма при комнатной температуре в магнитных нанослоях//Известия РАН. Серия физическая, 2009.- Т. 73, №1. с. 23-25.
2. Паршин А.С.; Александрова Г.А.; Варнаков С.Н.; Овчинников С.Г., Спектроскопия потерь энергии отраженных электронов и сечение неупругого рассеяния в анализе слоистых структур системы Fe-Si// Журнал структурной химии, 2009.- Т. 50, №3, с. 451-455.
3. Ovchinnikov S.G., Bartolome J., Sese J., Varnakov S., Komogortsev S., Kosyrev N., Parshin A.S., Aleksandrova G.A., Kuschenkov S.A., Dolbak A.E., Ol’shanetskii B.Z., Pchelyakov O.P. Ferromagnetic/semiconductor Fe/Si nanostructures for spintronics, Fourth Joint Russia-China Workshop on Advanced Semiconductors Materials and Devices, 15-16 June 2009, Novosibirsk, p.19.
4. Ovchinnikov S.G., Bartolomé J., Sesé J., Varnakov S.N., Komogortsev S.V., Kosyrev N.N., Parshin A.S., Alexandrova G.A., Kushenkov S.A., Dolbak A.E., Olshanetsky B.Z., Pchelyakov O.P., Ferromagnetic/semiconductor Fe/Si nanostructures for spintronics//Workshop “Trends in Nanomechanics and Nanoengineering”. Book of abstracts, 24-28 августа 2009 г., Красноярск, с.12.
5. Varnakov S.N., Komogortsev S.V., Ovchinnikov S.G., Bartolomé J., Sesé J., Formation of nonmagnetic phases in Fe/Si interface//Workshop “Trends in Nanomechanics and Nanoengineering”. Book of abstracts, 24-28 августа 2009 г., Красноярск, с.21.
6. Zabluda V.N, Varnakov S.N., Efremov A.V., Kosyrev N.N., Rykhlitski S.V., Shvets V.A., Spesivsev E.V., Khudjakov A.E., Shevtsov D.V., In situ magnetic spectoellipsometry// Workshop “Trends in Nanomechanics and Nanoengineering”. Book of abstracts, 24-28 августа 2009 г., Красноярск, с.15.
7. Варнаков С.Н., Комогорцев С.В., Овчинников С.Г., Bartolome J., Sese J.,Исследование процесса формирования силицидов на границах раздела мультислойных наноструктур Fe/Si// XIII Симпозиум "Нанофизика и наноэлектроника", 16-20 марта 2009 г., Нижний Новгород, с.475.
8. Косырев Н.Н., Варнаков С.Н., Рыхлицкий С.В., Швец В.А., Исследование нанокластеров Fe в структуре Fe/Si методом эллипсометрии//Третья всероссийская конференция по наноматериалам НАНО 2009, 20-24 апреля 2009 г., Екатеренбург, с. 849-850.
9. Косырев Н.Н., Заблуда В.Н., Овчинников С.Г., Рыхлицкий С.В., Спесивцев Е.В., Прокопьев В.Ю., Перспективы магнитной спектроэллипсометрии in situ//12 межрегиональная конференция молодых ученых по физике полупроводниковых диэлектрических и магнитных материалов (ПДММ-2009), 17-20 июня 2009 г., Владивосток, с. 168-171.
10. Avramov P.V., Fedorov D.G., Irle S., Kuzubov A.A., Morokuma K., Strong Electron Correlations Determine Energetic Stability and Electronic Properties of Er-Doped Goldberg-Type Silicon Quantum Dots, J. Phys. Chem. C, 113, 15964–15968 (2009). ссылка скрыта
11. Fedorov D.G., Avramov P.V., Jensen J.H., Kitaura K., Analytic gradient for the adaptive frozen orbital bond detachment in the fragment molecular orbital method, Chem. Phys. Lett., 477, 169-175 (2009).
12. Горошко Д.Л., Фомин Д.В., Гуральник А.С., Галкин Н.Г. Электрические свойства двумерных слоев железа на упорядоченных фазах Si(111)7x7 и Si(111)2x2-Fe // Химическая физика и мезоскопия, Ижевск: УдНЦ УрО РАН. 2009. Том 11, №3. С. 353-360. ISSN: 17270227
13. O.E. Tereshchenko, T.S. Shamirzaev, A. M. Gilinsky, A.I. Toropov, D.V. Dmitriev, D. Lamine, D. Paget, Y. Lassailly, J. Peretti, "Pd/Fe/GaAs/InGaAs quantum structure for electron spin detection". Proceedings of the 17 Int. Symp. "Nanostructures: Physics and technology" Minsk, Belarus, June 22-26, 2009, p. 332.
14. Галкин Н.Г., Галкин К.Н., Горошко Д.Л., Чусовитин Е.А., Шамирзаев Т.С., Гутаковский А.К., Латышев А.В. "Кремний-силицидные наногетероматериалы: формирование, структура, оптические и электрические свойства" // Тезисы докладов Третьей всероссийской конференции по наноматериалам НАНО-2009, Институт физики металлов УрО РАН, 20-24 апреля 2009 г., Екатеринбург: Уральское изд-во. С. 139-141
15. A.V. Latyshev, Nanoscale Characterisation of Semiconductor Structures, Proceeding of Russian-China Workshop “Semiconductor silicon for current and future applications” 15-17 June 2009, Novosibirsk.
16. Д.Е.Уткин, А.В.Латышев, Формирование массива наноструктур методами электронной литографии, Сборник материалов V Международного научного конгресса, Специализированное приборостроение, метрология, теплофизика, микротехника, 2009, т.5, вып. 1, стр. 226-229
17. A.V. Latyshev, Preparation and Characterization of Nanoelectronic Structures, Russian-Japanese Review Conference “State of Materials Research and New Trends in Material Science” 3-5 August 2009, Novosibirsk.
18. A.V. Latyshev, Preparation and Characterisation of Electronic Structures, Proceeding of Bilateral Russian-India Scientific Seminar “Preparation and Characterisation of Silicon for Photovoltaic Application” 6 July 2009, Novosibirsk.
19. А.В.Латышев, Полупроводниковые нанотехнологии и вычислительный эксперимент, Труды Всероссийской конференции «Математическое моделирование и вычислительно-информационные технологии в междисциплинарных научных исследованиях», 6-7 июня 2009г., Иркутск
20. А.В.Латышев, Комплексная структурная нанодиагностика функциональных систем, 1-я Всероссийская научная конференция «Методы исследования состава и структуры функциональных материалов», Новосибирск, 11-16 октября 2009 года
21. A.V. Latyshev, Calibration and measurement in nanoscale range, Proceeding of UK-Russia Workshop «Current problems of metrology in nanotechnologies», Moscow, October 9-10, 2009.
22. А.В.Латышев, Диагностика и литография твердотельных наноструктур, Нанофизика и наноэлектроника-2009, март 16-20, Нижний Новгород
23. A.V. Latyshev, Test calibration methods of x-y-z scales for nanometrology, Proceeding of International Symposium on Nanometrology PTB, Braunschweig, 21 – 23 April 2009.
24. А.В. Латышев, Отражательная электронная микроскопия для прецизионных измерений поверхности, 2-я Школа «Метрология и стандартизация в нанотехнологиях и наноиндустрии. Пространственные характеристики наноматериалов и наноструктур», Черноголовка, 28– 30 мая 2009 г.
25. A.V. Latyshev, Precision Measuring in Nanoscale Range, Proceeding of the 9th International Symposium on Measurement Technology and Intelligent Instruments, ISMTII-2009, V.1. 89-95.
Дополнительно к ранее заявленной цели проекта - изучения механизмов формирования на основе полупроводниковых силицидов ферромагнитных материалов на кремниевой кристаллической матрице на следующих этапах мы планируем провести исследование формирования ферромагнитных пленок на поверхности соединений А3В5 и изучить инжекцию спин-поляризованных электронов в гетероструктуру с квантовыми ямами на основе InGaAs.