Введение В наших предыдущих работах [1,2] было показано, что метод разложения силана в магнетронной камере (magnetron assisted SiH₄ decomposition: MASD) открывает широкие возможности контроля структуры и свойств получаемых пленок a-Si : H. Так, при постоянном содержании водорода (C_H) величина микроструктурного параметра (R) может варьироваться от нуля до единицы, т. е. в предельных случаях пленки содержат либо только моногидридные комплексы (SiH), либо только дигидридные комплексы (SiH₂). Существенно, что такие вариации R достигаются при высоких температурах осаждения, обеспечивающих низкие C_H (до 3 ат%). Это считается отличительной особенностью метода MASD [2]. В [1,2] основное внимание уделялось пленкам, имеющим R=~0: их электронные параметры соответствовали параметрам a-Si : H приборного качества. Однако пленки, имеющие высокие R=0.65-1.0 представляют самостоятельный интерес. Действительно, в работе [3] было установлено, что в отличие от пленок, имеющих R=~0 [4], пленки, имеющие R=0.65-0.75, начинают кристаллизоваться при достаточно "мягких" воздействиях имплантации Si⁺ (энергия ионов 70 кэВ, доза D=10¹³ см^-2, T=300 K, последующий отжиг в вакууме (3-4)·10^-6 Торр при 200^oC в течение 1 ч). Это означает, что исходные пленки с R=0.65-0.75 фактически являются наноструктурированными, хотя объемная кристаллическая фракция (X_c) в них столь мала, что ее невозможно обнаружить известными методами [3,5]. По терминологии авторов [5], такие пленки находятся "на границе кристалличности" (on the edge of crystallinity). Именно эти кристаллы весьма малых размеров, образующиеся в пленке в процессе ее осаждения, и служат центрами кристаллизации при последующих внешних воздействиях. Действительно, после имплантации Si⁺ величина микроструктурного параметра становится равной единице: это наблюдается при увеличении X_c, когда SiH₂-комплексы в основном располагаются на границах нанокристаллов [6]. В то же время, судя по величине R=1, MASD позволяет получать пленки с подобной структурой, сформированной и непосредственно в процессе их осаждения, т. е. без каких-либо внешних воздействий. Задача настоящей работы - определение особенностей электропереноса в различных наноструктурированных пленках a-Si : H, полученных при использовании метода MASD. Эксперимент и обсуждение результатов MASD представляет собой комбинацию двух процессов: разложение силана в плазме dc-разряда (используется газовая смесь 25%SiH₄-75%Ar) и магнетронного катодного распыления (sputtering) кристаллической Si-мишени. Пленки получали при следующих технологических параметрах: анодном напряжении V_A=500 В, магнитном поле H=500 Гс, давлении газовой смеси P=~3 мTорр и скорости ее прокачки r=1 s.c.c.m. Варьируемым технологическим параметром была температура осаждения: T_s=300-390^oC. Скорость осаждения пленок составляла r=0.8-1.2 Angstrem · s^-1, толщина пленок - d=0.8-1.0 мкм. Рассмотрим особенности метода MASD с точки зрения возможностей получения наноструктурированных пленок a-Si : H (с включениями нанокристаллов Si в аморфной матрице). Во-первых, как это отмечалось в работе [7], исследования состава силан-аргоновой плазмы показали, что среди частиц различных Si-H-радикалов были обнаружены частицы нанокристаллов Si (с размерами до 2 нм), которые могут принимать участие в формировании структуры пленки. Во-вторых, растущая пленка находится и под воздействием пучка частиц распыляемой мишени (Si атомов и ионов). При достаточно высокой температуре осаждения подвижность всех этих частиц на поверхности растущей пленки возрастает. Отметим, что передача пленке энергии атомов и ионов Ar, отраженных от Si-мишени, фактически означает увеличение эффективной температуры осаждения. При этом тоже создаются условия образования нанокристаллов Si в аморфной матрице пленки. Высокие температуры осаждения, с другой стороны, приводят к низкому содержанию водорода в пленках, что, по-видимому, является благоприятным фактором для роста нанокристаллов Si. Действительно, по мнению авторов [6], высокое содержание водорода (~20 ат%) приводит к образованию своеобразной "оболочки" вокруг растущих нанокристаллов, препятствуя увеличению их размеров. [!tb] Зависимости содержания водорода (C_H) и микроструктурного параметра (R) от температуры осаждения пленок (T_s). Давление газа 3 мТорр, скорость прокачки 1 s.c.c.m. Для определения зависимостей C_H и R от T_s при P=~3 мТорр (рис. 1) использовались данные, приведенные в [2]. Видно, что R=~1 достигается для пленок, осажденных при T_s=370-390^oC. Согласно данным рамановской спектроскопии, объемная кристаллическая фракция (X_c) в них не превышает 20%, а размеры нанокристаллов (d_Raman) не превышают 5 нм. Поэтому эти двухфазные пленки по структуре представляют собой аморфную матрицу с распределенными в ней включениями нанокристаллов Si. Действительно, как видно из рассмотрения температурных зависимостей темновой проводимости этих наноструктурированных пленок, наблюдаются две энергии активации sigma_d (Delta E₁ и Delta E₂ - вблизи комнатной температуры и при повышенных температурах соответственно) (рис. 2, a). На этом рисунке представлены данные для пленок, имеющих близкие величины Delta E₂ (0.76-0.80 эВ). Тогда, если при повышенных температурах электроперенос определяется основной, высокоомной аморфной фазой, то при пониженных температурах становится заметным вклад в электроперенос второй, значительно более низкоомной фазы. При этом, так как Delta E₂=~const, по величинам Delta E₁ можно непосредственно судить о влиянии второй фазы. В работе [6], где пленки получали методом PECVD при сильном разбавлении SiH₄ водородом, было показано, что величина фоточувствительности при комнатной температуре (sigma_ph/sigma_d) падала по мере роста вклада в электроперенос кристаллической фазы. Приведенные на рис. 2, b данные согласуются с данными [6] (пленки 1-3). Что касается величины фотопроводимости пленок (1-3), то при комнатной температуре они порядка 10^-8 Си / см (измерения проводились при энергии падающего света varepsilon=2 эВ и скорости генерации фотоносителей G=~10¹⁹ см^-3·с^-1). В интервале температур 200-300 K sigma_ph возрастала с Delta E порядка сотых эВ. [!b] a - температурные зависимости темновой проводимости наноструктурированных пленок, имеющих R=1, полученных в процессе осаждения (1-3) и после имплантации Si⁺ (4); b - отношение величины фотопроводимости к величине темновой проводимости (sigma_ph/sigma_d) при T=300 K в зависимости от Delta E₁ - энергии активации sigma_d при пониженных температурах. Отметим, что сравнение величин sigma_d и sigma_ph, как и их энергии активации для PECVD-пленок [6] и рассмотренных выше MASD-пленок, не было бы корректным, поскольку содержание водорода в них отличается (C_H=~20 ат% и 5-6 ат% соответственно), что не может не сказаться как на сопротивлении границ между аморфной и кристаллической фазами, так и величинах sigma_ph. На рис. 2, a представлена также температурная зависимость темновой проводимости одной из пленок после ионной имплантации кэВ-ионами Si⁺ [3]. До имплантации она имела C_H=7 ат% и R=0.75. После имплантации данная пленка содержала 5.6 ат% водорода и имела R=1, т. е. в указанных отношениях она не отличалась от пленок (1-3) (рис. 2, a). На кривой _d(1/T) для нее так же наблюдаются два наклона: Delta E₁=0.3 эВ, Delta E₂=0.75 эВ. Однако, во-первых, величина sigma_d этой пленки занижена, а, во-вторых, фотопроводимость для нее наблюдать не удается. Мы относим эти особенности за счет влияния не полностью отожженных радиационных дефектов. [!tb] Температурные зависимости темновой проводимости (1, 3) и фотопроводимости (2, 4) пленок, имеющих R=0.65 и R=1 соответственно. Рассмотрим теперь особенности электропереноса в наноструктурированных пленках с R<1, находящихся на границе кристалличности. На рис. 3 представлены температурные зависимости темновой проводимости и фотопроводимости одной из таких пленок в сравнении с теми же зависимостями, определенными для пленки, имеющей после осаждения R=1. В данном случае выбраны пленки, имеющие при высоких температурах близкие энергии активации темновой проводимости, равные Delta E=~0.90 эВ. Видно, что если для пленки с R=0.65 Delta E=0.90 эВ наблюдается также и при пониженных температурах, то для пленки с R=1, как и для других подобных по структуре пленок (рис. 2, a), при пониженных температурах наблюдается вторая, более низкая энергия активации (0.42 эВ). Таким образом, если вклад в электроперенос второй, кристаллической фазы для пленки с R=0.65 не заметен, то для пленки с R=1 он, напротив, весьма существен (рис. 3). Фотопроводимость этой пленки при комнатной температуре еще ниже, чем других, описанных выше пленок с подобной структурой (sigma_ph=~10^-9 Си / см), по-видимому, вследствие более низкого содержания водорода (3 ат%). По характеру температурных зависимостей фотопроводимости пленки с R=0.65 и R=1 тоже отличаются: для первой из них видна область температурного гашения фотопроводимости (ТГФ), для второй, как и для других пленок с R=1, sigma_ph постоянно и слабо возрастает при повышении температуры (рис. 3). ТГФ, наблюдаемое для ряда полупроводниковых материалов, часто объясняют в рамках известной модели Роуза [8], предполагающей существование двух уровней рекомбинации фотоэлектронов с резко различными величинами сечений захвата (S_n1>> S_n2), причем уровень 1 находится вблизи середины щели подвижности, а уровень 2 - вблизи края валентной зоны. Тогда при достаточно больших величинах потока падающего света (F) наблюдается суперлинейность люксамперных характеристик (ЛАХ), I_ph~ Fⁿ, где n>1. В случае a-Si : H, находящегося "на границе кристалличности", ЛАХ такого типа при F=10¹³-10¹⁵ см²/с действительно наблюдается, в отличие от линейных ЛАХ a-Si : H с повышенной фоточувствительностью [9,10] (рис. 4). [!b] Люксамперные характеристики наноструктурированных пленок a-Si : H (lambda=630 нм, T=300 K) по данным [9] (1) и по данным настоящей работы (2). Говоря о двух различных уровнях рекомбинации фотоэлектронов, следует, по-видимому, иметь в виду рекомбинацию через уровни оборванных Si-Si-связей, находящихся в аморфной матрице и на границах нанокристаллов. Однако этот вопрос, как и вопрос о причинах различий ЛАХ при F<10¹³ см²/с (рис. 4), требует дополнительного изучения. Рассмотрим теперь кинетику фотопроводимости наноструктурированных пленок a-Si : H, имеющих R=0.65, под действием света (мощность потока W=100 мВт/см², длина волны lambda<0.9 мкм, время освещения 5 ч. T=300 K) в сравнении с кинетикой фотопроводимости пленок "стандартного" a-Si : H, имеющих величины R, близкие к нулю. Если sigma_ph~ t^-gamma, то параметр gamma характеризует скорость деградации фотопроводимости. В работе [11] для стандартного a-Si : H было показано, что величина gamma возрастает по мере сдвига уровня Ферми от середины щели подвижности в сторону зоны проводимости. Так, для двух пленок, осажденных при T_s=300^oC, имеющих C_H=8-9 ат% и R=0, величины энергии активации темновой проводимости равны 0.84 и 0.75 эВ, а величины gamma равны 0.20 и 0.46 соответственно. В то же время для "собственного" a-Si : H, когда Delta E=~0.85 эВ, но величины C_H различны, gamma уменьшается при уменьшении C_H (до 0.1, когда T_s=~300^oC и C_H=4 ат%). [!tb] #1.#2.#3. height #1pt depth #2pt width #3pt #1#2#1#2 3mm Параметры пленок (T_s=380^oC, Delta E=0.9 эВ) l|c|c|c 11.0.0. -2.5mmМатериал пленки& a-Si : H приборного& Наноструктурированный& Наноструктурированный 0.6.0. &качества& a-Si : H (настоящая работа)& a-Si : H [7,9,10] 11.0.0. sigma_d, Си / см (T=300 K)&10^-10&4·10^-10& 10^-9 sigma_ph, Си / см (T=300 K,&1.5·10^-6& 4·10^-7&6·10^-5 lambda=630 нм, G=10¹⁹ см^-3·с^-1)&&& sigma_ph/sigma_d&1.5·10⁴&10³&6·10⁴ ТГФ&Нет& Есть& Есть Показатель степени ЛАХ&0.9& 0.42 и 1.15 до и после &1.0 (T=300 K, lambda=630 нм,&& F=4·10¹² см²·с^-1& F=10¹¹-10¹⁵ см²·с^-1)&& -30ptсоответственно& Показатель степени в выражении&0.1&0.0&gamma=0.6 и gamma->0 до и после sigma_ph~ t^-gamma при засветке, 300 K&&&t=3.5·10³ с соответственно N_D, см^-3 (CPM)&3·10¹⁶&4·10¹⁶&1.6·10¹⁶ E_u, мэВ (CPM)&53&63&62 C_H, ат%&4&5.6&8.3 Основные моды инфракрасного&2000 (R=0)&2090, 2000 (R=0.65)&2000, 2030 поглощения, см^-1&&& В отличие от вышесказанного величины gamma, определенные для наноструктурированных пленок a-Si : H с R=0.65, оказываются "нечувствительными" к изменениям как C_H, так и Delta E: в любом случае gamma=~0, т. е. эффект Стаблера-Вронского фактически отсутствует. Если, как это принято в настоящее время, образование метастабильных дефектов (оборванных связей) под действием интенсивной засветки происходит при непременном участии диффузии водорода, то полученный результат находит свое объяснение. Действительно, в пленках с R=0.65, находящихся на границе кристалличности, во-первых, больше половины водорода содержится в составе SiH₂-комплексов. Во-вторых, SiH₂-комплексы расположены на границах нанокристаллов, содержание которых в пленках так мало, что они, находясь далеко друг от друга, тем самым затрудняют диффузию водорода. Заключение Результаты сопоставления свойств различных наноструктурированных пленок, исследованных в настоящей работе, показывают, что наиболее интересными из них являются пленки, находящиеся на границе кристалличности. Во-первых, они легко кристаллизуются и поэтому могут рассматриваться как базовый материал для производства пленок поликремния (pc), перспективного для ряда практических приложений, в частности, в фотовольтаических приборах, полевых транзисторах и интегральных схемах [12], а также для гибридных a- / pc-приборов большой площади [13]. Во-вторых, несколько уступая по своим электронным параметрам пленкам a-Si : H приборного качества, они имеют и определенное преимущество: высокую стабильность под воздействием интенсивной засветки, что является чрезвычайно важным при использовании материала в фотовольтаических приборах. Однако наноструктурированные пленки a-Si : H, осажденные методом MASD, по величине фоточувствительности (sigma_ph/sigma_d) сильно уступают наноструктурированным пленкам, осажденным методом PECVD как из неразбавленного силана [8,9], так и из его смесей с H₂, He, Ar [7]. В таблице приведены некоторые данные, характеризующие пленки стандартного a-Si : H приборного качества и наноструктурированные пленки a-Si : H, полученные методами MASD и PECVD. Пленки осаждались при равной температуре (T_s=380^oC) и имели одинаковую энергию активации темновой проводимости (Delta E=0.9 эВ), т. е. положение уровня Ферми в щели подвижности относительно края зоны проводимости во всех случаях было одним и тем же, но структурные и электронные свойства пленок оказывались весьма различными. Определение причин этих различий не входит в задачу настоящей работы и несомненно потребует дальнейших исследований в области технологии и физики наноструктурированных пленок.

Подсчитывается количество просмотров абстрактов ("html" на диаграммах) и полных версий статей ("pdf"). Просмотры с одинаковых IP-адресов засчитываются, если происходят с интервалом не менее 2-х часов.

Дата начала обработки статистических данных - 27 января 2016 г.