"Физика и техника полупроводников"
Издателям
Вышедшие номера
Наноструктурированные пленки a-Si : H, полученные методом разложения силана в магнетронной камере
Голикова О.А.1, Казанин М.М.1, Кузнецов А.Н.1, Богданова Е.В.1
1Физико-технический институт им. А.Ф. Иоффе РАН, Санкт-Петербург, Россия
Поступила в редакцию: 29 февраля 2000 г.
Выставление онлайн: 20 августа 2000 г.

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 (CH) 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 CH (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 200oC в течение 1 ч). Это означает, что исходные пленки с R=0.65-0.75 фактически являются наноструктурированными, хотя объемная кристаллическая фракция (Xc) 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 Xc, 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 VA=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: Ts=300-390oC. 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 (CH) и микроструктурного параметра (R) от температуры осаждения пленок (Ts). Давление газа 3 мТорр, скорость прокачки 1 s.c.c.m. Для определения зависимостей CH и R от Ts при P=~3 мТорр (рис. 1) использовались данные, приведенные в [2]. Видно, что R=~1 достигается для пленок, осажденных при Ts=370-390oC. Согласно данным рамановской спектроскопии, объемная кристаллическая фракция (Xc) в них не превышает 20%, а размеры нанокристаллов (dRaman) 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 sigmad (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 (sigmaph/sigmad) 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 sigmaph 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 (sigmaph/sigmad) при T=300 K в зависимости от Delta E1 --- энергии активации sigmad при пониженных температурах. Отметим, что сравнение величин sigmad и sigmaph, как и их энергии активации для PECVD-пленок [6] и рассмотренных выше MASD-пленок, не было бы корректным, поскольку содержание водорода в них отличается (CH=~20 ат% и 5-6 ат% соответственно), что не может не сказаться как на сопротивлении границ между аморфной и кристаллической фазами, так и величинах sigmaph. На рис. 2, a представлена также температурная зависимость темновой проводимости одной из пленок после ионной имплантации кэВ-ионами Si+ [3]. До имплантации она имела CH=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 sigmad 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 (sigmaph=~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, sigmaph 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 (Sn1>> Sn2), 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), Iph~ 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 sigmaph~ 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 Ts=300oC, имеющих CH=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 CH различны, gamma уменьшается при уменьшении CH (до 0.1, когда Ts=~300oC и CH=4 ат%). [!tb] #1.#2.#3. height #1pt depth #2pt width #3pt #1#2#1#2 3mm Параметры пленок (Ts=380oC, 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. sigmad, Си / см (T=300 K)&10-10&4·10-10& 10-9 sigmaph, Си / см (T=300 K,&1.5·10-6& 4·10-7&6·10-5 lambda=630 нм, G=1019 см-3·с-1)&&& sigmaph/sigmad&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 sigmaph~ t-gamma при засветке, 300 K&&&t=3.5·103 с соответственно ND, см-3 (CPM)&3·1016&4·1016&1.6·1016 Eu, мэВ (CPM)&53&63&62 CH, 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 CH, 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 (sigmaph/sigmad) 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 (Ts=380oC) 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.
  • О.А. Голикова, А.Н. Кузнецов, В.Х. Кудоярова, М.М. Казанин. ФТП, 30, 1879 (1996)
  • О.А. Голикова, А.Н. Кузнецов, В.Х. Кудоярова, М.М. Казанин. ФТП, 31, 816 (1997)
  • О.А. Голикова, А.Н. Кузнецов, В.Х. Кудоярова, И.Н. Петров, Э.П. Домашевская, В.А. Терехов. ФТП, 34, 86 (2000)
  • О.А. Голикова. ФТП, 33, 464 (1999)
  • A.H. Mahan, W. Beyer, L.M. Williamson, J. Yang, S. Guha. ICAMS-18 Abstracts (USA, 1999) p. 147
  • Yu. He, Ch. Yin, G. Cheng, L. Wang, X. Liu. J. Appl. Phys., 75, 797 (1994)
  • P. Roca i Cabarrocas. MRS Symposia Proc., 507, 1855 (1998)
  • A. Rose. Concept of Photoconductivy and Allied Problems (Interscience, N. Y., 1963)
  • О.А. Голикова, М.М. Казанин. ФТП, 33, 110 (1999)
  • О.А. Голикова, М.М. Казанин. ФТП, 33, 336 (1999)
  • О.А. Голикова, М.М. Казанин, В.Х. Кудоярова. ФТП, 32, 484 (1998)
  • K. Pangal, J.C. Sturm, S. Wagner. MRS Symposia Proc., 507, 277 (1998)
  • P. Mei, J.B. Boyce, D.K. Folk, G. Anderson, J. Ho, J. Lu, M. Hack, R. Lujan. MRS Symposia Proc., 507, 3 (1998)
  • 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.