УДК 64.2

Р.З.Бахтизин, д-р физ.-мат. наук, проф., Башкирский государственный университет (г. Уфа),

Ч.-К.Щуе, Ч.-Ж.Щуе, Ю.Хасегава, Т.Сакурай, проф., Институт проблем материаловедения Национального университета Тохоку, Сендай, Япония,

И.С.Т.Цонг, проф., Аризонский государственный университет, Темпе, США

Атомная структура гетероэпитаксинальных пленок GaN

Методами сканирующей туннельной микроскопии (СТМ) и дифракции быстрых электронов на отражение в условиях сверхвысокого вакуума на поверхности тонких пленок GaN (0001) in situ исследованы серии упорядоченных сверхструктур, включающих реконструкции , , , , , , а также жидкую фазу -Ga. Пленки GaN выращивались на подложках 6H-SiC (0001) методами молекулярно-лучевой эпитаксии в сочетании с обработкой в высокочастотном разряде в азотной плазме. Из сопоставления СТМ-изображений высокого разрешения с результатами первопринципных расчетов полной энергии разработана структурная модель Ga-адатома, описывающая образование основных фаз , , а также фаз  и , относящихся к семейству “”. Для другой группы поверхностных реконструкций, к которым относятся фазы  и , характерной оказалась квазиодномерная структура, которая может быть объяснена пайерлсовскими искажениями решетки адатомов, расположенных на участках .

 

 

Введение

Методика эксперимента

Результаты и их обсуждение

Введение

Нитрид галлия является одним из наиболее перспективных материалов для изготовления светодиодов и лазерных диодов сине-зеленого спектра и вызывает значительный интерес как со стороны физиков и материаловедов, так и разработчиков новых типов оптоэлектронных приборов, что связано с недавним технологическим прорывом в этой области, совершенным Накамурой [1]. Достижения последнего времени в изготовлении голубых светодиодов, лазеров, УФ детекторов и высокотемпературных транзисторов на основе GaN и других нитридных материалов в значительной степени стимулировали исследования в области эпитаксиального роста нитридных полупроводников группы III и изучение характеристик этих материалов [2-4]. Тем не менее, в настоящее время лишь несколько компаний в мире производят GaN достаточно высокого качества, поэтому изучение особенностей роста этого материала по-прежнему является актуальной задачей и на этом пути все еще остается много нерешенных проблем [5,6].

Вообще GaN представляет собой весьма специфический пример полупроводникового соединения . Он синтезирован из компонентов, обладающих большой разницей в атомных радиусах, электроотрицательности, способности к сцеплению, и характеризуется наличием обоих компонентов (ионного и ковалентного) химической связи. Кроме этого, GaN – это единственный пример соединения , который кристаллизуется в равновесной гексагональной структуре (решетке вюрцита) [5,6]. Из-за трудностей в получении GaN в виде объемного материала (для системы GaN не существует даже фазовой диаграммы [7]) все нитридные материалы (Al/Ga/In-N) и их сплавы обычно получают с помощью гетероэпитаксиального роста на подложках с рассогласованием решеток [8]. Однако и в этом случае возникают серьезные проблемы, связанные с подбором подходящей подложки: из-за малости ковалентного радиуса азота (0,07 нм) параметр решетки всех кристаллов нитридов существенно меньше, чем у других полупроводниковых соединений . Поэтому информация о локальной атомной структуре поверхности растущей пленки является принципиально важной для понимания процесса эпитаксиального роста, особенно в случае молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ), а также для модернизации технологических процессов, используемых при изготовлении приборов, таких как создание омических контактов, поверхностных реакций и т.д. GaN может кристаллизоваться в структурах двух типов: стабильной гексагональной фазе и метастабильной кубической фазе. Поскольку в объемном кристалле GaN со структурой вюрцита отсутствует обратимая пространственная симметрия, гексагональная эпитаксиальная пленка, выращенная вдоль полярной подложки, всегда проявляет полярность, которая оказывает сильное влияние на структуру поверхности и процессы роста [9].

К настоящему времени методами дифракции быстрых электронов на отражение (ДБЭО) и сканирующей туннельной микроскопии (СТМ) уже наблюдались некоторые сверхструктуры на поверхности гексагональной пленки GaN, выращенной на 6H-SiC (0001) подложке [10,11]. Более того, методы СТМ и теоретические исследования Смита [12,13] позволили выявить новые аспекты в механизмах минимизации поверхностной энергии, которые оказались отличными от тех, которые наблюдались для традиционных полупроводниковых соединений .

В данной статье мы сообщаем о результатах наших in situ СТМ-исследований поверхностных реконструкций, наблюдавшихся на базовой плоскости (0001) эпитаксиальной пленки GaN в процессе ее роста.

Методика эксперимента

Все эксперименты проводили с помощью уникальной установки, состоящей из сверхвысоковакуумного (4×10-9 Па) сканирующего туннельного микроскопа, камеры МЛЭ в составе единой вакуумной системы, что позволило исследовать in situ процесс роста эпитаксиальных пленок [14]. Камера МЛЭ содержала шесть ячеек Кнудсена, заслонки которых управлялись автономно с помощью компьютера. Диагностика сканирующих зондов – -острий – на атомном уровне осуществлялась с помощью встроенного в систему полевого ионного микроскопа [14,15].

Для получения эпитаксиальных пленок GaN был разработан процесс, основанный на МЛЭ в присутствии высокочастотного разряда в азотной плазме. В качестве подложек использовали пластины гексагонального карбида кремния 6H-SiC – наилучшего из доступных материалов с точки зрения согласования параметров решеток и коэффициентов термического расширения, причем атомарно-чистую поверхность SiC (0001) со структурой  или  приготовляли с помощью разработанного нами двухступенчатого метода [16-18]. Сам процесс роста начинали с нитридизации подложки, затем при 750°С наносили буферный слой AlN толщиной 15 нм для уменьшения рассогласования решеток; после этого температуру понижали до 650°С и эпитаксиальную пленку выращивали со скоростью ~100 нм/ч при парциальном давлении азота 0,010-0,013 Па и мощности ВЧ источника ~250 Вт в условиях обогащения Ga. В результате двухчасового роста поверхность приобретала характерную интерференционную окраску и для нее наблюдалась картина  ДБЭО. После дополнительного нанесения одного-двух монослоев Ga при нормальной температуре и последующего отжига при 350-400°С на Ga-полярной поверхности (0001) можно было получить серии упорядоченных сверхструктур ; ; ; ; ; , жидкую фазу -Ga, а на N-полярной поверхности (0001) – реконструкции ; ; ; ; , в зависимости от количества нанесенного Са и температуры отжига [17,19]. Упорядочение поверхности наблюдали сначала с помощью ДБЭО, а затем подтверждали с помощью СТМ.

Результаты и их обсуждение

Фазы  и . Структурную фазу  можно было получить путем нанесения при нормальной температуре одного монослоя Ga на быстро охлажденную атомарно-чистую поверхность GaN (0001) и последующего отжига в течение 10 мин при 200°С. Эта фаза соответствует стабильному фронту роста, при котором получались наиболее высококачественные тонкие пленки [7,17], и может рассматриваться как базис поверхности (0001), т.е. Ga-полярности. Атомная структура этой поверхности проанализирована теоретически в работах [20-22].

Реконструкцию  получали в результате отжига фазы  при температуре 400°С в течение 5 мин. В этом случае естественно было ожидать частичной десорбции галлия, поэтому фаза  должна быть менее обогащена Ga, чем фаза . На рис. 1 продемонстрирован случай сосуществования этих фаз. Структура  характеризуется равномерно расположенными яркими точками, разделенными промежутками 0,64 нм вдоль направлений наиболее плотной упаковки, в то время как фаза  образуется благодаря отсутствию каждого второго ряда ярких точек в фазе . В зависимости от выбора геометрической модели [20-22] точки на изображении фазы  могут рассматриваться как результат туннелирования из оборванных связей , из адатомов Ga верхнего слоя или из заполненных поверхностных состояний.

Рис. 1. СТМ-изображение высокого разрешения поверхности GaN (0001), демонстрирующее сосуществование фаз  и

Модель -адатома следует сразу же исключить из рассмотрения, поскольку маловероятно, чтобы поверхность была обогащена азотом в использованных нами условиях приготовления. Модель Ga-адатома энергетически более предпочтительна в условиях обогащения галлием, чем Ga-вакансионная модель, однако мы не можем проигнорировать и последнюю возможность из-за экспериментальной неопределенности в определении покрытия поверхности. Таким образом, яркие точки на СТМ-изображении могут быть обусловлены также туннелированием из низкоэнергетических состояний оборванных связей атомов  второго слоя. С учетом этого мы проанализировали детали обеих структур,  и , сопоставляя наблюдавшиеся СТМ-изображения высокого разрешения с результатами первопринципных расчетов полной энергии. Как выяснилось [16,17,19], все они могут быть объяснены с помощью модели Ga-адатома (см. рис. 1), причем фаза  образуется просто за счет удаления одной точки в каждой элементарной ячейке поверхности , что хорошо объясняет малую энергию активации в соответствующем фазовом переходе, а модели адатомов  и  оказываются энергетически предпочтительнее соответственно в условиях большего или меньшего обогащения поверхности галлием. В этом случае яркие точки обусловлены туннелированием из наружных адатомов Ga, расположенных на участках  поверхности со структурой  объемного кристалла Ga, а рассчитанное нами распределение плотности заряда хорошо согласуется с экспериментальными результатами. Согласно нашей модели, содержание Ga в фазах  и  составляет 1,25 и 1,18 монослоев соответственно. При этом было обнаружено, что кулоновское отталкивание между заряженными адатомами, расположенными в треугольной решетке, играет ключевую роль в понижении поверхностной энергии [16,19]. Необходимо отметить, что модель фазы  не удовлетворяет правилу счета электронов [23]: в элементарной ячейке структуры  находится три избыточных электрона, каждый из которых насыщает одну оборванную связь атома Ga. Ранее мы показали, что такая конфигурация может быть стабилизирована лишь благодаря электростатическому отталкиванию между заряженными адатомами Ga, и этот тип взаимодействия может играть важную роль в минимизации поверхностной энергии других обогащенных Ga-фаз [16,19].

Фаза . Процедура приготовления фазы  почти такая же, как и фазы .

В действительности нам так и не удалось экспериментально установить отчетливую границу в образовании этих двух фаз, что позволяет предположить, что их поверхностные стехиометрии почти идентичны. Полученная поверхность показывала очень резкую, но прерывистую картину ДБЭО  в направлении []. На СТМ-изображении поверхности  можно было часто видеть небольшое количество доменов со структурой  (рис. 2,а). Как видно, структура  состоит из линейных цепочек, равномерно расположенных в направлении []. Расстояние между цепочками равно 1,58 нм и соответствует  ( – постоянная поверхностной решетки грани GaN (0001)). CTM-изображение высокого разрешения этой поверхности позволило установить, что в действительности каждая линейная цепочка является дублетом, состоящим из двух линий, разделенных промежутком 0,64 нм в направлении [] (рис. 2,б). В свою очередь линии состоят из отдельных ярких точек, причем вдоль самих линий расстояние между точками в зависимости от периодичности расположения составляет 0,64 (), 0,96 () или 0,7 () нм, что приводит к одномерному беспорядку в направлении [].

Рис. 2. СТМ-изображение заполненных состояний структурной фазы

Легко видеть, что преобладают точки, отстоящие друг от друга на 0,7 нм (их почти 50%); при этом распределение промежутков вдоль линии явно нерегулярное. Реконструкция , таким образом, не имеет даже элементарной ячейки, как фазы  или , и не принадлежит к семейству сверхструктур “” [20]. Мы полагаем, что фаза  наилучшим образом может быть описана как структура “”. Согласно результатам измерения профиля сканирования, контраст фазы  лишь на 0,015 нм выше по сравнению с фазой , следовательно, это чисто электронный эффект. Основываясь на модели фазы , условиях приготовления и полученных СТМ-изображениях, мы разработали модель фазы , которая приведена на рис. 2,в. Яркие точки на СТМ-изображении высокого разрешения (рис. 2,б) связываются нами с туннелированием из заполненных состояний адатомов Ga. Наблюдавшееся частичное разупорядочение структуры лучше всего может быть объяснено пайерлсовскими искажениями решетки адатомов, находящихся на участках Т4 поверхности. Как показано в [24], в квазиодномерном случае система может понижать энергию путем релаксации решетки, ведущей к образованию стабильной полупроводниковой зонной структуры. Наблюдавшаяся неравномерность в распределении положений атомов вдоль цепочки является, таким образом, результатом релаксации адатомов, занимающих участки , что отражено на предлагаемой модели фазы  (рис. 2,в). Отметим, что покрытие поверхности для этой модели составляет 1,16 монослоя, и она не удовлетворяет правилу автокомпенсации [16].

Фаза . Фазу  приготавливали путем нанесения 2,0 монослоев Ga на свежевыращенную поверхность -Ga и последующего десятиминутного отжига при 400°С. Соответствующее СТМ-изображение этой фазы (рис. 3) позволило установить, что ее структура образована цепочками, состоящими из регулярно расположенных одиночных точек и пар точек в направлении [].

Рис. 3. СТМ-изображения

Цепочки разделены промежутками 0,64 нм () вдоль направления плотной упаковки. На увеличенном изображении поверхности (рис. 3,г) выделена элементарная ячейка с единичным вектором  в направлении []. Поскольку рассматриваемая структура достаточно сложная и элементарная ячейка в дальнейшем должна быть повернута, для анализа ее деталей на рис. 3,б в точно таком же масштабе приведено изображение фазы . Расстояние между цепочками вдоль вектора  составляет , что приводит к величине  элементарной ячейки в этом направлении. В направлении вектора  элементарная ячейка включает три цепочки и простирается на расстояние  вдоль оси [] (эта величина определена путем сопоставления белых линий на рис. 3,а с сеткой линий на изображении фазы  на рис. 3,б). Сравнивая эти сетки линий, нетрудно убедиться, что 4-кратное расстояние между линиями на рис. 3,а в точности равно 5-кратному значению периода  (6,3 нм) на рис. 3,б. Поэтому мы приписали этой поверхности структуру . Отличительная особенность фазы  состоит в том, что она образована из цепочек с одномерной элементарной ячейкой длиной  в направлении []. В свою очередь каждая элементарная ячейка состоит из 16 точек, которые можно разбить на две группы: А (занимает область , куда входят спаренные точки на обоих концах и четыре отдельные точки между ними) и В (занимает область , включающую две пары точек и четыре отдельные точки), как это видно на рис. 3,в. На рис. 3,г показан другой домен со структурой , который повернут на 120°. На доменной границе можно наблюдать точки с локальным упорядочением  (элементарная ячейка приведена там же). В верхнем левом и нижнем левом углах этого изображения также наблюдаются линейные цепочки, образующие структуру . Если убрать отдельные точки, то получим реконструкцию . Поэтому Ga-покрытие поверхности со структурой  должно быть близким тому, что присутствует в фазах  и . Вариации контраста вдоль точек на изображении поверхности со структурой  не превышают 0,03 нм, поэтому мы заключили, что эти точки обусловлены туннелированием из атомов одного и того же слоя. Разработанная нами модель этой структуры приведена на рис. 4. Мы полагаем, что фазы  и  – это две конфигурации, которые проявляют уникальное одномерное расположение адатомов, что можно объяснить с помощью когерентного пайерлеовского искажения решетки адатомов вдоль направления [] плотной упаковки [16,24].

Рис. 4. Структурная модель фазы
(вид сверху)

Фаза . Фаза, показывающая локально упорядоченную структуру , образуется в ходе приготовления фазы , если количество нанесенного Ga слегка превышает то, которое требуется для получения фаз  или . На рис. 5 показано типичное СТМ-изображение поверхности со структурой  сосуществующей с фазой . Заметим, что нельзя было получить поверхность с однодоменной структурой  путем, например, нанесения большего количества Ga или отжига при других значениях температуры. При этом нам так и не удалось добиться упорядочения  дальнего порядка, даже если вся поверхность была покрыта этой структурой. Во всех случаях мы наблюдали картину  ДБЭО, означающую, что локальное упорядочение – это внутреннее свойство фазы , и по этой причине мы назвали ее . Контраст изображения фазы  выше, чем соседней фазы , не менее чем на 0,1 нм.

Рис. 5. СТМ-изображение заполненных состояний поверхности
GaN (0001), содержащий фазы  и

На рис. 6 показана разработанная нами геометрическая модель этой фазы, где серые кружочки – это атомы Ga адсорбированного слоя, которые связаны с атомами -Ga двойного слоя -Ga.

Рис. 6. Геометрическая модель поверхностной фазы
 (вид сверху)

Фаза . Фазу  получали путем нанесения еще 1,5 монослоя Ga на поверхность  и десятиминутного отжига при 350°С. Типичная реконструкция  показана на рис. 7,а где она сосуществует с фазой  с контрастом изображения более 0,16 нм. Согласно условиям приготовления, фаза  включает три слоя галлия на поверхности с объемной структурой -Ga (рис. 7,б); эта фаза характеризуется уникальной структурой типа пчелиных сот, состоящей из 18 ярких точек в элементарной ячейке (выделена ромбиком): внутреннее кольцо содержит шесть точек, а внешнее – 12 точек. На рис. 7,а также можно видеть множество дробных колец, которые локализованы на краях островка со структурой . Полагая, что фаза  энергетически более стабильна, чем поверхность со структурой , упомянутое выше локальное упорядочение можно интерпретировать как фазовый переход к структуре  в условиях обогащения Ga. Ее атомная модель приведена на рис. 7,в, где маленькие белые кружочки отображают адатомы Ga, находящиеся на вершинах атомов Ga, расположенных с сохранением объемной структуры. Серые кружочки – это адатомы Ga, связанные с тремя атомами Ga в адсорбированном Ga-слое. Адатомы Ga внешнего слоя (большие белые кружочки) расположены на этих трех адатомах (серые кружочки). Эта модель попросту основана на СТМ-изображении, представленном на рис. 7,б.

Рис. 7. СТМ-изображения заполненных состояний
структурной фазы

Независимо от полярности поверхности и условий приготовления все рассмотренные упорядоченные фазы являются обогащенными Ga и могут быть поняты на основе простой схемы Ga-адатома [16, 19]. За исключением фазы , все остальные фазы не удовлетворяют правилу счета электронов [23]. Ни в одной из исследованных фаз не было обнаружено следов образования димеров N или Ga (или их вакансий), что заметно отличает их от атомных структур, наблюдавшихся на поверхности традиционных полупроводниковых соединений III–V. Образование нитридов элементов группы III вводит слишком большое упругое напряжение в пленке благодаря заметной разнице в длинах связей N-N и Ga-N. В последнем случае энергетический выигрыш оказывается слишком малым, чтобы объяснить низкое значение поверхностной энергии, поскольку длина связи Ga-Ga на поверхности очень близка к межатомному расстоянию Ga-Ga в объемном металлическом галлии.

Поиск процесса оптимизации энергии позволил выделить два типа реконструкций. Первый, к которому относятся такие фазы, как ,  и , характеризуется треугольной решеткой и относится к семейству “”. В этом случае важную роль может играть коллективное взаимодействие между заряженными адатомами, что ведет к образованию хаббардовской полупроводниковой зонной структуры и стабилизирует эту поверхность. Второй тип реконструкций, к которому относятся фазы ;  и , отчетливо демонстрирует квазиодномерную структуру и часто включает внерешеточные адатомы. В этом случае уменьшение полной поверхностной энергии может происходить благодаря пайерлсовским искажениям решетки адатомов [16,19,24].

Структура жидкой фазы -Ga. Наше последнее наблюдение – структура жидкой фазы -Ga (рис. 8,а). Это – наиболее обогащенная галлием фаза и она всегда сосуществует с другими фазами, за исключением поверхности  свежевыращенной пленки GaN. СТМ-изображение, полученное в ходе приготовления поверхности  (рис. 8,б), показывает сосуществующие фазы ,  и -Ga. Фаза -Ga впервые наблюдалась Смитом [13], и ее структура весьма отлична от структуры свежеприготовленной поверхности . На рис. 8,б поверхность жидкой фазы -Ga выглядит атомно-гладкой. Ни на одном из полученных СТМ-изображений этой фазы нам не удалось добиться атомного разрешения. Измерения профилей сканирования показали, что эта фаза располагается на 0,21 нм выше, чем фаза . Поверхность со структурой -Ga всегда проявляла свойства металла, так как туннелирование оказывалось стабильным даже при напряжениях смещения В, и СТМ-изображения, полученные при низких , были подобны изображениям, полученным при больших . Наши наблюдения отчетливо продемонстрировали, что жидкая фаза -Ga остается стабильной до тех пор, пока поверхность оказывается обогащенной Ga; это подразумевает очень низкую растворимость азота в объеме Ga. Мы также пришли к заключению, что для получения гладкой поверхностной морфологии необходимо обеспечить рост материала в условиях обогащения Ga.

Рис. 8. СТМ-изображения

Для приготовления чистых упорядоченных поверхностей SiC разработан новый двухступенчатый метод; использование таких поверхностей в качестве подложек позволило получать высококачественные пленки GaN.

На поверхности GaN (0001) наблюдались и исследовались с атомным разрешением серии упорядоченных поверхностных структур, такие как ; ; ; ; ; , и жидкая фаза -Ga. Предложены и обсуждены геометрические модели всех этих реконструкции.

Все упорядоченные поверхностные фазы оказались обогащенными Ga.

Список литературы

1.      Nakamura S., Mukai Т., and Senoh M. // Appl. Phys. Lett. 64 (1994) 1687.

2.      Ponce F.A. and Bour D.P. // Nature. 386 (1997) 351.

3.      Pearton S.J., Zolper J.C., Shul R.J. and Ren F. // J. Appl. Phys. 86(1999) 1.

4.      Orton J.W., Foxon С.Т. // Rep. Prog. Phys. 61 (1998) 1.

5.      Strite S. and Morcoc H. // J. Vac. Sci. Technol. B. 10 (1992) 1237.

6.      Ambacher O. // J. Phys. D: Appl. Phys. 31 (1998) 2653.

7.      Binary Alloy Phase Diagrams. 2nd Edition, / Eds. Massaki T.B., Okamoto H. et al. / Vol. 2. P. 1824.

8.      Neumayer D.A. and Ekerdt J.G. // Chem mater. 8 (1996) 9.

9.      Smith A.R., Feenstra R., Creve D. et al. // Phys. Rev. Lett. 79 (1997) 3934.

10.  Lin M.E., Strite S., Agarwal A. et al. // Appl. Phys. Lett. 62 (1993) 702; O.H.Hughes, D.Korakakis, T.Cheng, et al. J. Vac. Sci. Technol. B. 16 (1998) 2237.

11.  Iwata K., Asahi H., Yu S.J. et al. // Jpn. J. Appl. Phys. Part 2. 35 (1996) L289.

12.  Smith A.R., Feenstra R., Creve D. et al. // Appl. Phys. Lett. 72 (1998) 2114.

13.  Smith A.R., Feenstra R., Creve D. et al. //J. Vac. Sci. Technol. B. 16 (1998) 2242.

14.  Бахтизин P.З., Сакурай Т., Хашицуме Т., Щуе К.-К. // Успехи физических наук. 167 (1997) 1227.

15.  Sakurai Т., Hashizume Т., Kamiya I. et al. // Prog. Surf. Sci. 33 (1990) 3.

16.  Xue Q.-K., Xue Q.-Zh., Bakhtizin R. Z. et al. // Phys. Rev. Lett. 82 (1999) 3074.

17.  Бахтизин P.З., Щуе К.-К., Щуе Ч.-Ж., Хасегава Ю., Сакурай Т. // Микросистсмная техника. № 2 (2001) 32.

18.  Xue Q.-K., Xue Q.-Zh., Hasegawa Y. et al. // Jpn. J. Appl. Phys. Part. 2. 36 (1997) L1486.

19.  Бахтизии P.З., Щуе К.-К., Щуе Ч.-Ж., Хасегава Ю., Сакурай Т. // Поверхность. № 11 (2000) 9.

20.  Northrup J.E., Di Felici R., Neugebauer J. // Phys. Rev. B. 55 (1997)13878.

21.  Rapcewicz K., Nardelli M. В., Bernholc J. // Phys. Rev. B. 56 (1997) R12725.

22.  Fritsch J., Sankey O.F., Schmidt K.E., Page J.B. // Phys. Rev. B. 57 (1998) 15360.

23.  Pashley M.D. // Phys. Rev. B. 40 (1990) 10481.

24.  Peierls R.E. Quantum Theory of Solids. Oxford: Clarendon Press. 1955. 230 p.

 

Работа выполнялась при поддержке Российского Фонда Фундаментальных Исследований (Грант РФФИ № 01-02-17377) и Федеральной Программы “Поверхностные атомные структуры” Министерства промышленности, науки и технологий РФ (проект № 3.4.99).

 

 

Наверх