Группа моделирования электронных и технологических процессов микроэлектроники

Отчет по гранту РФФИ № 11-02-00045
Кинетика и механизмы роста полупроводниковых нитевидных нанокристаллов (моделирование, эксперимент)

Цель проекта:

Целью настоящего проекта является исследование атомной диффузии, химических превращений и морфологических преобразований поверхности в процессах самокаталитического роста нитевидных нанокристаллов.

В ходе выполнения проекта были получены следующие результаты:

  1. Продолжены модельные исследования роста GaAs ННК в различных режимах для системы GaAs–Au. Моделирование осуществлялось на основе Монте-Карло модели каталитического роста Si ННК по механизму пар-жидкость-кристалл (ПЖК) [1]. Модель каталитического роста GaAs ННК была предложена на первом этапе выполнения данного проекта. Уточнение энергетических параметров модели позволило добиться стехиометрического роста вертикальных нановискеров на поверхности GaAs(111)В. Моделирование роста GaAs ННК осуществлялось при температурах Т = 750-950 K, скоростях осаждения галлия FGa = 0.3-2.0 МС/c и различных потоках As2. Рост ННК наблюдался лишь в определённом диапазоне температур и соотношений потоков галлия и мышьяка. При температурах 750 K и ниже происходило зарастание капель золота арсенидом галлия и роста ННК не наблюдалось. Верхний предел температур для роста ННК зависел от диаметра капли катализатора. При уменьшении диаметра капли уменьшалось и максимальное значение температуры, при которой осуществлялся рост вискеров. При высоких температурах прекращение роста ННК было обусловлено уменьшением концентрации растворенного мышьяка в капле из-за повышения десорбции As2. Этот эффект ярче выражен для вискеров с меньшим исходным диаметром капли катализатора. Кроме того при высоких температурах в вискерах с малым диаметром заметным оказывается уход золота из капли. Были получены модельные зависимости скорости роста нановискеров от температуры, размеров капли катализатора, интенсивности и соотношения потоков Ga и As2. Для каждого диаметра капли существует оптимальная температура роста и соотношение потоков галлия и мышьяка, при которых скорость роста ННК достигает максимального значения. С увеличением диаметра капли при фиксированных потоках Ga и As2 увеличивается оптимальная температура роста, хотя само значение максимальной скорости роста уменьшается. В модельном эксперименте наблюдалась убывающая зависимость скорости роста от диаметра капли, что согласуется с данными эксперимента [2]. Следует отметить, что при моделировании для ускорения времени счета рассматривались вискеры меньших диаметров, чем в экспериментах по MЛЭ и CVD росту. Модельные диаметры исходной капли катализатора находились в диапазоне от 4 нм до 8.4 нм, в то время как в эксперименте минимальный размер диаметра капли катализатора, с которого начинается рост GaAs вискеров, превышает 10 нм.

    Рис. 1.1. 3D изображение растущих НВ в зависимости от температуры:
    а)Т = 850 K
    b)Т = 900 K
    c)Т = 800 K
    d)Т = 950 K    		Рис. 1.2. Фрагменты сечения НВ в зависимости от величины потока As2. FGa = 0.5 МС/с:
    a)FAs2 = 1.0 МС/с
    b)FAs2 = 0.5 МС/с
    c)FAs2 = 2.5 МС/с

    Оптимальные условия роста не всегда соответствуют максимальной скорости роста. Так для модельных вискеров с диаметром 7 нм максимальная скорость роста достигалась при T = 900 К, но направление роста отклонялось от вертикального, при T = 850 K скорость роста была несколько ниже, зато ННК были прямыми и росли перпендикулярно подложке (рис. 1.1). Следует отметить, что в эксперименте стандартная температура роста GaAs ННК составляет 850 K. При заданном потоке Ga скорость роста ННК оказывается нелинейно зависящей от величины потока мышьяка. При малом потоке As2 большая часть мышьяка из-за десорбции не успевает достичь капли и роста не происходит. Ситуация похожа на картину отжига.

    Рис. 1.3. Зависимость длины НВ от величины осаждённой дозы Ga для различных диаметров капли катализатора (d1<d2<d3<d4):
    H = FGa × t,
    где FGa = 0.5 МС/с — поток Ga    		Рис. 1.4. Зависимость скорости роста НВ от площади подложки для двух различных доз осаждённого Ga:
    1 — H = 15.7 нм
    2 — Н =  3.2 нм
    H = FGa × t,
    где FGa = 0.5 МС/с — поток Ga,
    t – время осаждения.
    Рис. 1.5. Зависимость скорости роста НВ от диаметра капли катализатора для различных потоках Ga:
    1 — FGa = 0.5 МС/с
    2 — FGa = 0.3 МС/с    		Рис. 1.6. Зависимость скорости роста НВ от температуры подложки для различных диаметров капли катализатора (d1<d2<d3)

    При оптимальном соотношении потоков As2/Ga достигается максимальная скорость роста. В этих условиях скорость роста ННК увеличивалась с увеличением потока галлия. Была проанализирована зависимость скорости роста от плотности расположения ННК. Все модельные эксперименты соответствовали случаю, когда расстояния между ННК меньше, чем длина диффузии Ga по подложке. С учетом циклических граничных условий в латеральных направлениях это означает, что изменение размера модельной поверхности, содержащей один вискер, эквивалентно изменению плотности ННК. При уменьшении плотности ННК увеличивается количество вещества (галлия), которое собирается с подложки и участвует в росте. Это фактически эквивалентно увеличению потока Ga, что приводит к увеличению скорости роста ННК. В модельной системе наблюдалось некоторое увеличение средней скорости роста ННК со временем. Это связано с уменьшением размера капли в процессе роста из-за встраивания золота в растущий ННК и эпитаксиальный слой. Были получены зависимости длины ННК от дозы осаждённого Ga при разных диаметрах капли катализатора. При постоянном потоке галлия зависимость от дозы осаждения эквивалентна зависимости от времени осаждения. В модельном эксперименте наблюдалось ограничение длины ННК со временем роста, причём, чем меньше диаметр вискера, тем меньшей длины он мог достигнуть. Показано, что морфология растущих вискеров зависит от процессов нуклеации нового бислоя на границе раздела капля катализатора - вискер. Зарождение нового слоя, как правило, начиналось около тройной линии. Энергии активации процессов кристаллизации на границе раздела и растворения галлия и мышьяка в золоте определяют скорость роста ННК и гладкость границы раздела. Уточнение энергетических параметров модели позволило приблизить значение скоростей роста ННК (0.2 - 1.4 нм/с) к экспериментальным, однако фронт роста не был абсолютно гладким и составил 2-3 бислоя. Таким образом, была продемонстрирована зависимость морфологии растущих вискеров от параметров роста. Показано, что существуют оптимальные температура, соотношение потоков и диаметр капли катализатора, соответствующие максимальной скорости роста GaAs нитевидных нанокристаллов. Наблюдаемые в модельной системе эффекты и зависимости качественно согласуются с экспериментальными данными по каталитическому росту GaAs ННК.

  2. Начата разработка Монте-Карло модели самокаталитического роста GaAs ННК. За основу была взята кинетическая решеточная Монте-Карло модель каталитического роста по механизму ПЖК. При самокаталитическом росте в качестве катализатора выступают капли галлия. Известно, что рост ННК возможен, только если поверхность арсенида галлия покрыта пленкой (чаше всего окислом), выполняющей роль маски. В Монте-Карло модели на поверхность GaAs(111)B, покрытую тонкой пленкой c круглым сквозным отверстием, сначала осаждался поток атомов Ga. Предполагалось, что атомы галлия слабо взаимодействуют с пленкой и задерживаются только в области сквозного отверстия. Так как при температуре роста Ga находится в жидком состоянии, то было учтено преобразование твердой фазы галлия в жидкую. Стандартная температура самокаталитического роста GaAs составляет 900 К, что заметно выше температуры плавления нанокластеров Ga (размером 20 атомов) составляющей 740-610 К [Steenbergen K.G. at al. J. Chem. Phys., 2012, V. 137, P. 144307]. Для имитации самокаталитического роста GaAs ННК рассматривалась 6-ти компонентная система: As2, Ga(s), Ga(liq), As(s), As(liq) и Mf — молекулярный мышьяк, галлий и мышьяк в твердой и жидкой фазах, соответственно и материал пленки. В модели рассматривались следующие элементарные процессы: адсорбция Ga и As2, распад и образование молекулярного мышьяка на поверхности, превращение твердого галлия в жидкий, десорбция As2, Ga(s), Ga(liq), растворение атомарного мышьяка в жидком галлии и диффузия внутри капли, кристаллизация Ga(liq) и As(liq) на границе раздела капля - GaAs, диффузионные перемещения всех компонент. Определяющей задачей Монте-Карло моделирования является выбор энергий активаций элементарных процессов. Часть значений энергий активаций, описывающих диффузионные перемещения и десорбцию молекулярного мышьяка, были взяты такими же как при каталитическом росте. Так как самокаталитический рост осуществляется при температурах, когда уже наблюдается конгруентное испарение GaAs [Goldstein B. et al. Surf. Sci., 1976, V. 57, P. 733-740], в модели учтено испарение галлия. В литературе отмечалось, что стабильный рост GaAs ННК очень чувствителен к соотношению поверхностных энергий кристалл-пар, кристалл-жидкость и жидкость-пар [Roper S.M. et al. J. Appl. Phys., 2010, V. 107, P. 114320; Dubrovskii V.G. et al. Nano Lett., 2011, V. 11, P. 1247-1253]. Определение энергетических параметров модели, связанных с Ga(liq), предполагается на основании сравнения модельных и экспериментальных результатов по образованию жидких каплей галлия на поверхности GaAs во время высокотемпературных отжигов.

  3. Был промоделирован отжиг поверхностей GaAs(111)А и GaAs(111)В в вакууме в диапазоне температур 800-1100 К. Энергии активации диффузии As2, Ga, As по поверхности GaAs и энергия активации десорбции As2 были выбраны ранее на этапе разработки модели каталитического роста. Энергия активации десорбции галлия в модели определяется энергией атомарных связей EGa–Ga/As и барьером на сублимацию Esub-Ga: Edes-Ga = Esub-Ga + Ediff-Ga. Было выбрано значение Esub-Ga = 1.2 эВ, что позволило наблюдать конгруэнтное испарение арсенида галлия в диапазоне температур 800-900 К. Не конгруэнтное или Ленгмюровское испарение начинается с температуры выше Тс = 900-950 К (в зависимости от ориентации поверхности). Ленгмюровское испарение связывают с собиранием избыточного галлия в капли. Превращение твердой фазы в жидкую описывалось в модели двумя реакциями: Ga(s) + Ga(s) → Ga(liq) + Ga(s) (Er1), Ga(s) + Ga(liq) → Ga(liq) + Ga(liq) (Er2). Первая реакция соответствует плавлению нанокластеров галлия, а вторая растворению атомов галлия в уже существующей на поверхности капле. Причем барьер на первую реакцию заметно повышается, если атом галлия соседствует с атомами мышьяка. Кристаллизация жидкого галлия описывается реакцией Ga(liq) + As(s) → Ga(s) + As(s) (Er3). На первом этапе пренебрегалось растворением мышьяка в капле. Из бинарной фазовой диаграммы Ga-As следует, что капля эвтектического состава при Т = Тс содержит не более 2% мышьяка. Результаты моделирования качественно согласуются с рядом экспериментальных фактов. При Т < Tc начиная с температур 800 K наблюдалось конгруэнтное испарение GaAs, причем скорость испарения вицинальных поверхностей оказывалась выше, чем сингулярных. В области конгруэнтного испарения образовывались однобислойные ямки треугольной формы, разрастающиеся со временем. Скорость испарения сингулярной поверхности на начальном этапе отжига была заметно ниже стационарной. При Т > Тс на поверхности собирались капли галлия. Скорость испарения мышьяка в области Ленгмюровского испарения оказывалась выше, чем галлия. Большая часть десорбированного галлия соответствовала Ga(liq). В результате отжига поверхность типа (111)А оказывалась более шероховатой, чем поверхность (111)В. Для количественного согласия с экспериментом по значениям Тс и по скорости испарения галлия и арсенида в области Ленгмюровского испарения необходимо уточнение энергетических параметров модели.

    Время отжига t1

    Время отжига t2

    Рис. 4.1. Формирование капли жидкого галлия во время отжига при T = 1000 K (t1 < t2).
    Голубым цветом отмечен As, красным - Ga, зелёным - Ga(liq).

    Время отжига t3

  4. Проведены первые вычислительные эксперименты по одновременному осаждению галлия и мышьяка на поверхность GaAs(111)В, покрытую пленкой, имеющей сквозное отверстие (имитирующую маску), заполненное каплей жидкого галлия. Предполагалось, что материал пленки слабо взаимодействует с остальными компонентами модельной системы. Атомы пленки имели большую энергию связи друг с другом, обеспечивающую отсутствие сублимации и диффузионных перемещений материала пленки. Предполагалось, что жидкий галлий обладает каталитическим действием по отношению к мышьяку, т.е. энергетический барьер диссоциации молекулярного мышьяка на атомарный на поверхности галиевой капли понижался. Растворение атомарного мышьяка в капле галлия и его кристаллизация на границе раздела капля-кристалл описывалось следующими реакциями: As(s) + Ga(liq) → As(liq) + Ga(liq) (Er4) и As(liq) + Ga(s) → As(s) + Ga(s) (Er5), а обменная диффузия мышьяка с галлием в капле реакцией As(liq) + Ga(liq) → Ga(liq) + As(liq) (Er6). Температура осаждения 900 К, диапазон потоков галлия и мышьяка (скорость осаждения галлия 0,12 Å/с - 0,82 Å/с, давление молекулярного мышьяка 3,5*10-7 – 3,5*10-6 мбар) выбирались исходя из экспериментальных данных по самокаталитическому росту GaAs ННК на поверхности GaAs(111)B [7,11-14]. В условиях избыточного потока мышьяка вместо роста ННК на месте капли галлия происходило формирование трехмерного кристалла (квантовой точки) GaAs. Такое явление отмечалось и в экспериментах [Colombo C. et al. Phys. Rev B, 2008, V. 77, P. 155326]. Фронт кристаллизации на границе раздела капля-кристалл при стандартных условиях осаждения галлия и мышьяка, характерных для самокаталитического роста, был неровным, что в дальнейшем приводило к фрагментации галлиевой капли. В литературе отмечалось [Dubrovskii V.G. et al. Nano Lett., 2011, V. 11, P. 1247-1253], что стабильность самокаталитического роста очень чувствительна к соотношению поверхностных энергий на границах трех фаз, присутствующих в системе. На третьем этапе работы предполагается оптимизация энергетических параметров модели, которая позволит реализовать самокаталитический рост GaAs ННК.

  5. Продолжены работы по разработке решеточной Монте-Карло модели системы Si-SiO2 c целью уточнения энергий активации элементарных событий, необходимых при моделировании некаталитического роста Si ННК стимулированного окислом. На первом этапе проекта проводились исследования процесса формирования нанокластеров кремния при отжиге SiOx слоёв с учётом дополнительного механизма переноса кремния в слоях диоксида кремния – за счёт диффузии частиц SiO, существующих в слоях нестехиометрического состава при высоких температурах.

    Основной акцент в этом году делался на анализ влияния моноокиси кремния на процесс собирания кремниевых кластеров и уточнение энергетических параметров модели. Проводилось исследование процесса отжига SiOx слоёв в температурном диапазоне от 1173 К до 1573 К для 1 ≤ x ≤ 2. Для обеспечения формирования компактных кремниевых кластеров было учтено повышение энергетического барьера на диффузионный скачок атомов кремния, находящихся в нанокластерах и на их границе. Это изменение ΔEcov,Si-нк имитирует повышение потенциального барьера на диффузию атомов кремния около нанокластера за счёт возникновения механических напряжений на границе раздела Si/SiO2. Анализировались два варианта отжигов: отжиг в открытой и закрытой системах. В закрытой системе диффузионные перемещения атомов кремния, кислорода и молекул SiO были ограничены в вертикальном направлении отражающими стенками. Таким образом, молекулы моноксида кремния не могли удаляться из системы за счёт десорбции.

    Рис. 5.1. Зависимость размера Si-кластеров от значений x

    В открытой системе летучие частицы SiO имели возможность испариться с поверхности. Была проанализирована зависимость скорости роста нанокластеров от состава изначальной смеси. С увеличением доли кремния в SiOx смеси (уменьшением x) размер и скорость роста кластеров — увеличиваются. Моделирование показало, что формирование Si НК происходит только для смеси с x < 1.8. При высокотемпературном отжиге на границе нанокластеров и SiO2 происходит образование SiO, которое может выступать в роли дополнительного переносчика кремния между кластерами. Влияние SiO на процесс собирания кластеров различно на разных стадиях их формирования. На начальных этапах отжига концентрация SiO значительно превышает равновесную, и, соответственно, вклад, вносимый SiO — больше. Само по себе введение в модель SiO не влияет на скорость формирования кластеров, т.к. образующиеся на границе раздела кластеров частицы монооксида диффундируют и распадаются в произвольных местах. Однако, при увеличении диффузионного барьера для SiO вблизи кластеров, вероятность того, что распад SiO произойдёт около кластера — повышается (за счёт того, что молекулы SiO будут проводить около кластеров большее время). Если предположить, что для молекулы SiO также как и для атомов кремния возникает повышение потенциального барьера на диффузию ΔEcov,SiO, за счёт возникновения механических напряжений на границе НК-SiO2, то присутствие подвижных частиц моноокиси кремния может существенно ускорить процесс формирования кластеров. Было проанализировано, как влияет изменение величины этого барьера на кинетику формирования нанокластеров. Были получены и проанализированы зависимости среднего размера кластера от времени отжига для различных наборов энергетических добавок ΔEcov,Si-нк и ΔEcov,SiO.

    Рис. 5.2. Атомы Si, находящиеся в Si4-тетраэдрах.
    Состав исходной смеси: x = 1.8 (слева), x = 1.0 (справа).

    Добавки с отрицательным знаком приводит к увеличению барьера на диффузию для атомов кремния и молекул SiO, находящихся на границе кластера. При увеличении абсолютной величины добавки происходит уменьшение среднего размера нанокластеров. Это связано с тем, что увеличение энергии связи кремния в кластерах проводит к стабилизации мелких нанокластеров и, следовательно, замедляет их укрупнение. Образование SiO на границе кластеров, напротив, приводит к растворению мелких кластеров. Увеличение абсолютного значения добавки приводит к увеличению критического размера кластера, и, как следствие — уменьшению доли мелких кластеров, ускорению возникновения крупных кластеров и увеличению среднего размера кластера. SiO играет роль не только на начальных этапах отжига, но и в дальнейшем, когда идёт процесс медленного укрупнения Si-НК, в котором SiO, выступает в роли дополнительного переносчика кремния между кластерами. Ранее нами было проведено моделирование [4], имитирующее отжиг плёнки SiO2 со слоем избыточного кремния, сформированным методом ионной имплантации [Beyer V. et al. J. Appl. Phys., 2007, V. 101. P. 053516]. Для сравнения мы исследовали отжиг диоксида кремния с таким же слоем нестехиометрического состава, но в закрытой системе. Проводилось сравнение изменения среднего размера нанокластеров со временем отжига в открытой и закрытой системах. Во всех случаях в начальные моменты времени наблюдался быстрый рост размеров кластеров. В открытой системе при Т = 1423 К вскоре после начала отжига размеры кластеров начинали уменьшаться, и к моменту t = 0.7 с кластеры практически полностью исчезали.

    Рис. 5.3. Вклад SiO в перенос кремния за промежуток времени между t1 и t2 (Si после распада SiO показан светлым). Зелёным цветом отмечены атомы кремния, красным — кислорода.

    Это уменьшение связано с образованием и десорбцией SiO. Уменьшение размеров кластеров наблюдалось в открытой системе и при более низкой температуре, однако в связи с тем, что концентрация монооксида экспоненциально зависит от температуры, там этот процесс шёл значительно медленнее. Размеры нанокластеров в закрытой системе при обеих температурах увеличивались со временем отжига и были выше тех, что наблюдались в открытой системе. Как и ожидалось, доля избыточного кремния находящихся в Si-НК от общего количества избыточных атомов кремния в открытой системе сначала увеличивалась со временем, а затем уменьшалась. В закрытой системе на поздних стадиях отжига ожидалось увидеть выход этой зависимости на постоянное значение. Однако при увеличении времени отжига происходит уменьшение доли кремния в кластерах и в закрытой системе. Наблюдаемый эффект связан с переносом кремния из слоя нестехиометрического состава на подложку. При этом, так как мелкие кластеры растворяются быстрее и вещество на подложку переносится в первую очередь из них, средний размер НК увеличивается. Эффект, связанный с влиянием подложки на рост нанокластеров, был дополнительно продемонстрирован вычислительным экспериментом по отжигу в закрытой системе SiOx плёнки (x = 1) на Si подложке. На начальных этапах отжига зарождение кластеров происходило по всему объёму SiOx слоя. Позже, вблизи подложки происходило формирование области обеднения, связанное с переносом атомов избыточного кремния на подложку (размер кремниевой подложки увеличивался со временем). При увеличении времени отжига область обеднения расширялась, а кластеры укрупнялись. Изменяя время отжига, можно получить Si-НК в матрице SiO2, отстоящие на определенном расстоянии от границы раздела Si/SiO2.

    Рис. 5.4. Средний размер кластера и число атомов Si в кластерах

    Рис. 5.5. Влияние подложки на распределение кластеров по глубине

Публикации по результатам гранта:
  1. A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, and N. L. Shwartz. Peculiarities of axial and radial Ge–Si heterojunction formation in nanowires: Monte Carlo simulation. Pure Appl. Chem., ASAP article http://dx.doi.org/10.1351/PAC-CON-11-12-05 Published online 2012-05-27.
  2. А.Н. Карпов, Е.А. Михантьев, С.В. Усенков, Н.Л. Шварц. Монте-Карло моделирование процесса формирования нанокластеров кремния в диоксиде кремния. Известия ВУЗоВ. Материалы электронной техники. 2012, №1 С.33-39.
  3. А. Г. Настовьяк, И. Г. Неизвестный, Н. Л. Шварц. Моделирование роста нитевидных нанокристаллов кремния с гетеропереходами Ge-Si. Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2011, № 9, С. 62–70.
  4. Е. А. Михантьев, И. Г. Неизвестный, С. В. Усенков, Н. Л. Шварц. Изучение процесса формирования нанокластеров кремния при отжиге SiOx слоёв с помощью моделирования. Автометрия, 2011,Т.47, №5, С.88-97.
  5. Е. А. Михантьев, И. Г. Неизвестный, С. В. Усенков, Н. Л. Шварц. Влияние монооксида кремния на процесс формирование кремниевых нанокластеров (Монте-Карло моделирование). Физика и техника полупроводников (направлена в печать).
  6. M. V. Knyazeva, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz. Monte Carlo model of multicomponent nanowhisker growth. Book of Abstracts, 6th Nanowire Growth Workshop, St.Peterburg, Russia, June 4-6, 2012, P.112.
  7. M. V. Knyazeva, N. L. Shwartz. Influence of catalyst drop properties on GaAs nanowhisker growth. Proceedings of 12th International Conference and Seminar on Micro/Nanotechnologies and Electron Devices. EDM-2012, Erlagol, Altai, 2-6 July, 2012, P. 20-22.
  8. Е. A. Mikhantiev, I. G. Neizvestny, S. V. Usenkov, N. L. Shwartz. Simulation of silicon nanocluster fornation in Si suboxide layers. Proceedings of the 20th International. Symposium. “Nanostructures: Physics and Technology” Nizhny Novgorod, Russia, June 24–30, 2012, P.140-141.
  9. E. A. Mikhantiev, S. V. Usenkov, N. L. Shwartz. Silicon Monoxide Influence on Silicon Nanocrystal Formation. Proceedings of 12th International Conference and Seminar on Micro/Nanotechnologies and Electron Devices. EDM-2012, Erlagol, Altai, 2-6 July, 2012, P. 29-33.
  10. M. V. Knyazeva, A. G.Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz. Monte Carlo model of nanowire growth according to VLS mechanism. Abstract Book, of Asia-Pacific Academy of Materials topical seminar “Films and Structures for Innovative Applications, Novosibirsk, Russia, 28 – 30 August, 2012, P.75-75.
  11. E. A. Mikhantiev, I. G. Neizvestny, S. V. Usenkov, N. L. Shwartz. Examination of SiO role in Si-nanocrystal formation during SiOx layers annealing (Monte Carlo simulation). Abstract Book, of Asia-Pacific Academy of Materials topical seminar "Films and Structures for Innovative Applications", Novosibirsk, Russia, 28 – 30 August, 2012, P.133-134.
  12. Н. Л. Шварц. Компьютерное моделирование процессов формирования полупроводниковых наноструктур. Материалы 11-й Всероссийской с международным участием конференции-школы «Материалы нано-, микро-, оптоэлектроники и волоконной оптики: физические свойства и применение», Саранск, 2-5 октября, 2012, С.94.
  13. М. В. Князева, Н. Л. Шварц. Определение оптимальных параметров роста GaAs нановискеров с помощью Монте-Карло моделирования. Тезисы докладов 14 всероссийской молодежной конференции по физике полупроводников и наноструктур, полупроводниковой опто- и наноэлектронике. 26-30 ноября, 2012 года, Санкт-Петербург, Издательство Политехнического университета 2012 г., С.65.
  14. A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz. Monte Carlo simulation of Ge-Si nanowire radial heterostructure formation. Proceedings of the 19th Int. Symp. “Nanostructures: Physics and Technology” Ekaterinburg, Russia, June20–25, 2011.P.105-106.
  15. M. V. Knyazeva, A. G. Nastovjak, N. L. Shwartz. Monte Carlo Model of GaAs Nanowhisker Growth. Proceedings of 12th International Conference and Seminar on Micro/Nanotechnologies and Electron Devices. EDM-2011, Erlagol, Altai, June 30 - July 4, 2011, P. 111-113.
  16. E. A. Mikhantiev, A. N. Karpov, S.V. Usenkov, N. L. Shwartz. Investigation of SiOx Layer Annealing Process Using Monte Carlo Simulation. Proceedings of 12th International Conference and Seminar on Micro/Nanotechnologies and Electron Devices. EDM-2011, Erlagol, Altai, June 30 - July 4, 2011, P. 68-72.
  17. С. В. Усенков, А. Н. Карпов, Е. А. Михантьев, Н. Л. Шварц. Моделирование процессов формирования кремниевых нанокластеров в системе SiO/SiO2. VIII Международная конференции и VIII школа учебных и молодых специалистов по актуальным проблемам физики, материаловедения, технологии и диагностики кремния, наноразмерных структур и приборов на его основе «Кремний – 2011», Москва, 05-08 июля 2011, С.191.
  18. А. Г. Настовьяк, И. Г. Неизвестный, Н. Л. Шварц. Радиальные и аксиальные Si-Ge гетеропереходы в нановискерах. 10-я Российская конференция по физике полупроводников Нижний Новгород, 19-23 сентября 2011г., Cборник тезисов, С.71.
  19. A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz. Peculiarities of axial and radial Si-Ge heterojunctions formation in nanowires – Monte Carlo simulation. Abstract of IUPAC 7th International Symposium on Novel Materials and their Synthesis (NMS-VII) & 21th International Symposium on Fine Chemistry and Functional Polymers, Shanghai, China, 16-21 October, 2011, P.D43.
  20. N. L. Shwartz, E. A. Mikhantiev, I. G. Neizvestny, S. V. Usenkov. Simulation of Si-nc formation during SiOx layers annealing. Abstract of IUPAC 7th International Symposium on Novel Materials and their Synthesis (NMS-VII) & 21th International Symposium on Fine Chemistry and Functional Polymers, Shanghai, China, 16-21 October, 2011, P.P61.
Список участников проекта (по состоянию на 2012 год):

Руководитель проекта:

Неизвестный Игорь Георгиевич

Исполнители проекта:

  1. Шварц Наталия Львовна
  2. Настовьяк Алла Георгиевна
  3. Карпов Александр Николаевич
  4. Усенков Станислав Валерьевич
  5. Михантьев Евгений Анатольевич
  6. Князева Мария Викторовна
  7. Наумова Ольга Викторовна
  8. Зверев Алексей Викторович
  9. Матюшина Ольга Евгеньевна