"Физика и техника полупроводников"
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.
  1. О.А. Голикова, А.Н. Кузнецов, В.Х. Кудоярова, М.М. Казанин. ФТП, 30, 1879 (1996)
  2. О.А. Голикова, А.Н. Кузнецов, В.Х. Кудоярова, М.М. Казанин. ФТП, 31, 816 (1997)
  3. О.А. Голикова, А.Н. Кузнецов, В.Х. Кудоярова, И.Н. Петров, Э.П. Домашевская, В.А. Терехов. ФТП, 34, 86 (2000)
  4. О.А. Голикова. ФТП, 33, 464 (1999)
  5. A.H. Mahan, W. Beyer, L.M. Williamson, J. Yang, S. Guha. ICAMS-18 Abstracts (USA, 1999) p. 147
  6. Yu. He, Ch. Yin, G. Cheng, L. Wang, X. Liu. J. Appl. Phys., 75, 797 (1994)
  7. P. Roca i Cabarrocas. MRS Symposia Proc., 507, 1855 (1998)
  8. A. Rose. Concept of Photoconductivy and Allied Problems (Interscience, N. Y., 1963)
  9. О.А. Голикова, М.М. Казанин. ФТП, 33, 110 (1999)
  10. О.А. Голикова, М.М. Казанин. ФТП, 33, 336 (1999)
  11. О.А. Голикова, М.М. Казанин, В.Х. Кудоярова. ФТП, 32, 484 (1998)
  12. K. Pangal, J.C. Sturm, S. Wagner. MRS Symposia Proc., 507, 277 (1998)
  13. 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.