Структурные, оптические и фотоэлектрические свойства аморфного кремния, модифицированного фемтосекундным лазерным излучением тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.10, кандидат наук Емельянов, Андрей Вячеславович

• Емельянов, Андрей Вячеславович
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Емельянов, Андрей Вячеславович

Оглавление

Введение

Глава 1. Литературный обзор

1.1 Структурные свойства пс-Б^а-БкН

1.2. Электрические и фотоэлектрические свойства пс-Б^а-БЬН

1.3. Оптические свойства аморфного кремния пс-Б^а-БкН

1.4. Выводы из обзора литературы и постановка задачи

Глава 2. Исследованные образцы и методика эксперимента

2.1 Исследованные образцы

2.2 Методика измерений структурных свойств

2.3.Методика измерений темновой проводимости

2.4. Методика измерений фотоэлектрических свойств пс^/а-БкН в стационарном режиме

2.5.Методика измерений спектральной зависимости коэффициента поглощения пленок пс^/а-БЬН

2.6. Методика измерений фотолюминесцентных свойств пленок пс-Б^а-БЫ

Глава 3. Структурные свойства пс-Б^/а-БкН

3.1 Оптическая, растровая электронная и атомная силовая микроскопия пленок пс^/а-БпН

3.2 Спектроскопия комбинационного рассеяния света пленок пс^/а-БкН

3.3 Рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия пленок пс-Б^/а-БкИ

2

Глава 4. Электрические, фотоэлектрические и оптические свойства пс-51/а-

Бг.Н

4.1. Электрические и фотоэлектрические свойства пленок пс-51/а-5кН

4.2. Спектральная зависимость коэффициента поглощения пленок пс-БУа-БкН

4.3. Фотолюминесцентные свойства пленок пс-Б^а-БкН

Заключение

Литература

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структурные, оптические и фотоэлектрические свойства аморфного кремния, модифицированного фемтосекундным лазерным излучением»

Введение

Актуальность темы. Нанокристаллический кремний (nc-Si:H), представляющий собой двухфазный материал - матрицу аморфного гидрогенизированного кремния (a-Si:H) с включениями кристаллического кремния нанометрового размера (ne-Si), является одним из наиболее перспективных материалов для использования в тонкопленочной солнечной энергетике и электронике. Интерес к этому материалу во многом продиктован тем, что в отличие от a-Si:H, получившего широкое распространение в тонкопленочной оптоэлектронике, он менее подвержен изменению своих свойств при освещении и обладает большей (по сравнению с a-Si:H) подвижностью носителей заряда. В связи с этим, использование структуры nc-Si/a-Si:H вместо a-Si:H в тонкопленочных приборах может значительно улучшить их характеристики, в частности увеличить КПД солнечных элементов.

Наибольшее распространение среди путей получения nc-Si:H на данный момент получил метод плазмохимического осаждения из газовой фазы смеси моносилана и водорода. Однако в последнее время рассматриваются возможности формирования нанокристаллического кремния путем лазерной кристаллизации пленок a-Si:H. Основными преимуществами данного способа получения nc-Si:H являются «локальность» лазерного воздействия и возможность получать структуры на гибких (легкоплавких) подложках из-за отсутствия значительного разогрева последних.

Для эффективного использования в оптоэлектронных приборах пленок пс-

Si:H, полученных методом лазерной кристаллизации a-Si:H, необходимо детально

исследовать их структурные, оптические, электрические и фотоэлектрические

свойства, а также изучить зависимость этих свойств от параметров лазерного

воздействия. К настоящему моменту основное внимание исследователей было

уделено свойствам nc-Si:H, полученного путем воздействия на a-Si:H излучения

ультрафиолетовых (УФ) эксимерных лазеров с длительностью импульсов в

наносекундном диапазоне. Использование таких импульсов приводит к

поверхностному плавлению пленки a-Si:H и, как следствие, неоднородному

4

распределению образующихся нанокристаллов по толщине пленки. В то же время применение инфракрасных (ИК) фемтосекундных лазерных импульсов с длинами волн в области прозрачности материала обуславливает кардинальное отличие процессов поглощения излучения и механизмов изменения структуры материала по сравнению с режимами облучения в наносекундном диапазоне длительностей импульсов. В этом случае можно осуществлять объемную наномодификацию а-8Ш за счет больших значений плотности энергии в лазерных импульсах и, как следствие, нелинейного поглощения. При этом изменение структуры пленки а-БкН действительно оказывается однородным по толщине. Однако в литературе практически отсутствуют данные об особенностях электронных процессов, определяющих оптические, электрические и фотоэлектрические свойства пленок а-Бг.Н, подвергнутых фемтосекундному лазерному облучению (ФЛО). Это определяет научную новизну исследований, выполненных в рамках данной диссертационной работы и направленных на установление корреляции изменения структуры и электронных процессов в пленках аморфного гидрогенизированного кремния, подвергнутых ФЛО.

Цель настоящей диссертационной работы - изучение электронных процессов, определяющих оптические, электрические и фотоэлектрические свойства пленок гидрогенизированного аморфного кремния, подвергнутых фемтосекундной лазерной кристаллизации.

Научная новизна. В результате проведенных в диссертационной работе исследований получен ряд новых результатов по проводимости, фотопроводимости, оптическому поглощению и фотолюминесценции пленок аморфного кремния, модифицированного ФЛО:

1. Обнаружено, что процесс кристаллизации пленок гидрогенизированного аморфного кремния фемтосекундными лазерными импульсами сопровождается эффузией водорода из пленок. Методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии показано, что облучение пленок а-Бг.Н фемтосекундными лазерными импульсами с плотностью энергии более 260 мДж/см2 на воздухе приводит к их однородному по объему окислению.

2. Установлено, что ФЛО тонких пленок гидрогенизированного аморфного кремния с W0 > 90 мДж/см2 приводит к изменению пути переноса носителей заряда в них за счет образования перколяционных цепочек из нанокристаллов кремния. Порог перколяции в такой системе наблюдается при объемной доле кристаллической фазы 7 %.

3. Обнаружено, что в результате ФЛО фотопроводимость гидрогенизированного аморфного кремния немонотонно зависит от объемной доли кристаллической фазы. Такая зависимость может быть связана с увеличением концентрации дефектов в процессе образования нанокристаллов, а также с появлением возможности переноса фотогенерированных носителей заряда по пути, состоящему из кремниевых нанокристаллов.

4. Выявлено, что ФЛО пленок a-Si:H с W0 < 135 мДж/см2 не приводит к изменению характера спектральной зависимости коэффициента поглощения, полученной методом постоянного фототока. Однако наблюдается рост коэффициента поглощения в области энергий квантов hv < 1.4 эВ, который может быть связан с образованием дополнительных дефектов типа «оборванных» связей за счет разрыва слабых Si-Si связей и эффузии водорода из пленки.

5. Обнаружена видимая фотолюминесценция с максимумом вблизи 675 нм пленок аморфного кремния, облученных фемтосекундными лазерными импульсами на воздухе. Интенсивность люминесценции возрастает с увеличением плотности энергии лазерных импульсов, использованных при облучении пленок. Источниками обнаруженной фотолюминесценции являются дефектные состояния, образующиеся на границе раздела между кремниевыми нанокристаллами и матрицей Si02.

Основные положения, выносимые на защиту. В рамках проведенных исследований получены следующие основные результаты, выносимые на защиту:

1. При объемной доле кристаллической фазы в облученных фемтосекундными

лазерными импульсами пленках a-Si:H порядка 7 % их проводимость

возрастает на несколько порядков. Рост проводимости объясняется

образованием в пленке при указанной доле кристаллической фазы

6

перколяционного пути, состоящего из кремниевых нанокристаллов, в связи с чем, перенос носителей заряда по аморфной матрице сменяется их переносом по кремниевым нанокристаллам.

2. Фотопроводимость пленок a-Si:H, подвергнутых ФЛО, немонотонно зависит от объемной доли кристаллической фазы. Такая зависимость может быть связана с увеличением концентрации дефектов в процессе образования нанокристаллов, а также с появлением возможности переноса фотогенерированных носителей заряда по пути, состоящему из кремниевых нанокристаллов.

3. Процессы оптической генерации неравновесных носителей заряда в пленках аморфного кремния, облученных фемтосекундными лазерными импульсами и содержащими не более 30 % объемной доли нанокристаллов, определяются главным образом аморфной матрицей.

4. ФЛО пленок a-Si:H приводит к возрастанию коэффициента поглощения в области энергий квантов hv < 1,4 эВ, что может быть связано с образованием дополнительных дефектов типа «оборванных» связей за счет разрыва слабых Si-Si связей и эффузии водорода из пленки.

5. Облучение пленок a-Si:H фемтосекундными лазерными импульсами с Wq >

/у

260 мДж/см на воздухе приводит к их однородному по толщине окислению. В таких пленках наблюдается видимая фотолюминесценция с максимумом вблизи 675 нм. Интенсивность люминесценции возрастает с увеличением плотности энергии лазерных импульсов, использованных при облучении пленок, и достигает максимального значения при W0 = 460 мДж/см . Обнаруженная фотолюминесценция объясняется рекомбинацией неравновесных носителей заряда через дефектные состояния, образующиеся на границе раздела между кремниевыми нанокристаллами и матрицей Si02.

Практическая ценность работы. Полученные в работе данные об изменении структуры, проводимости, фотопроводимости и оптического поглощения гидрогенизированного аморфного кремния в результате его облучения фемтосекундными лазерными импульсами можно использовать при создании различных тонкопленочных полупроводниковых приборов на основе аморфного и

нанокристаллического кремния. Результаты по обнаруженной видимой фотолюминесценции с максимумом вблизи 675 нм от пленок аморфного кремния, облученных фемтосекундными лазерными импульсами, указывают на возможность создания переизлучающих слоев (люминесцентных концентраторов) для тонкопленочных солнечных элементов.

Апробация работы. Основные результаты диссертации докладывались на следующих конференциях: IX Курчатовская молодежная научная школа, Москва, Россия, 2011; SPIE Photonics Europe 2012, Brussels, Belgium, 2012; Аморфные и микрокристаллические полупроводники VIII, Санкт-Петербург, Россия, 2012; Кремний-2012, Санкт-Петербург, Россия, 2012; Международная балтийская школа по физике твердого тела и магнетизму, Калининград, Россия, 2012; 6th International Conference on Materials Science and Condensed Matter Physics, Chisinau, Moldova 2012; X Курчатовская молодежная научная школа, Москва 2012; SPIE Photonics West 2013, San Francisco, USA 2013; Наноструктурированные материалы и преобразовательные устройства для солнечных элементов 3-го поколения, Чебоксары, Россия 2013.

Публикации. По результатам диссертационной работы опубликована 21 работа (8 статей в рецензируемых научных журналах и 13 публикаций в сборниках тезисов докладов и трудов международных и российских конференций).

Личный вклад автора. В основу диссертации легли результаты исследований, проведенные автором в период 2011 - 2013 г.г. на кафедре общей физики и молекулярной электроники физического факультета МГУ имени М.В. Ломоносова. Личный вклад автора в диссертационную работу заключается в проведении всех описанных в диссертационной работе экспериментов, обработке и анализе полученных результатов.

Структура и объем диссертации. Диссертация изложена на 113 страницах машинописного текста, иллюстрирована 51 рисунком, содержит 1 таблицу. Список цитируемой литературы содержит 103 ссылки. Работа состоит из введения, 4 глав, заключения, содержащего основные результаты и выводы, и списка литературы.

Содержание диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав и заключения.

В первой главе приводятся литературные данные об изменении структурных, электрических, фотоэлектрических и оптических свойств пленок гидрогенизированного аморфного кремния в результате их лазерного облучения импульсами как в наносекундном, так и в фемтосекундном диапазонах длительностей.

Во второй главе представлены данные об условиях получения пленок гидрогенизированного аморфного кремния с модифицированной структурой методом ФЛО. В этой же главе приводится описание методик измерений структурных, электрических, фотоэлектрических и оптических характеристик аморфного кремния, модифицированного фемтосекундным лазерным излучением.

Основные результаты работы и их обсуждение изложены в третьей и четвертой главах. В первой части главы 3 приводятся результаты исследований структурных свойств пленок аморфного кремния, подвергнутых ФЛО, методами оптической, растровой электронной и атомно-силовой микроскопии. В частности, исследуется изменение морфологии поверхности облученных пленок аморфного кремния. В разделе 3.2 методом спектроскопии КРС определяется доля кристаллической фазы в исследованных пленках, размер образующихся нанокристаллов кремния и оценивается степень изменения концентрации водорода в облученных пленках аморфного кремния. В третьем разделе главы 3 представлены данные о химическом составе пленок, полученные методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии.

В первой части 4 главы приводятся результаты исследований электрических и фотоэлектрических свойств пленок аморфного кремния, модифицированных фемтосекундным лазерным излучением. В частности, рассматриваются температурные зависимости темновой проводимости и фотопроводимости, зависимости проводимости от доли кристаллической фазы в пленках. Анализируется влияние введения малой доли нанокристаллов в аморфную матрицу на фотопроводимость образцов.

Во второй части главы 4 приводятся результаты исследований спектральных зависимостей коэффициента поглощения аморфного кремния, облученного фемтосекундными лазерными импульсами. По спектральным зависимостям коэффициента поглощения анализируется изменение концентрации дефектов типа оборванных связей при введении нанокристаллов кремния в аморфную матрицу.

В третьей части главы представлены результаты исследований фотолюминесцентных свойств пленок аморфного кремния, модифицированного фемтосекундными лазерными импульсами. Обсуждается природа люминесценции при комнатной температуре исследованных пленок.

В заключении сформулированы основные результаты работы и выводы.

Глава 1. Литературный обзор

В настоящем обзоре будут рассмотрены свойства пс-81/а-81:Н, полученного при облучении а-8Ш лазерными импульсами. Случай образцов, сформированных традиционным способом, будет оговорен особо.

1.1 Структурные свойства nc-S¡/a-S¡:H

Гидрогенизированный аморфный кремний и нанокристаллический кремний успешно используются в тонкопленочной солнечной энергетике. Для получения таких пленок гидрогенизированного кремния наиболее распространенным является метод разложения смеси газов моносилана (SÍH4) и водорода (Н2) в плазме тлеющего разряда (plasma enhanced chemical vapour deposidion - PECVD). Формирование того или иного материала при использовании данного метода определяется выбором технологических условий. Изменяя соотношение концентрации газов R = [Н2] / [SÍH4] в реакционной камере можно контролировать долю кристаллической фазы в осаждаемых пленках [1, 2]. При этом, чем выше значения R, тем выше доля кристаллической фазы в пленке [3 - 6]. На рис. 1.1 представлено схематическое изображение структуры гидрогенизированного кремния в зависимости от соотношения концентрации газов R в реакционной камере метода PECVD [7]. Из рисунка видно, что при увеличении R доля кристаллической фазы в структуре пленки увеличивается, достигая максимальных значений для пленок nc-Si:H. При этом рост пленки всегда начинается с «инкубационного» слоя a-Si:H, т.е. часть пленки остается всегда аморфной. К тому же при получении наномодифицированного аморфного кремния с малой долей кристаллической фазы может возникнуть ряд «косвенных» (не связанных непосредственно с плазмохимической реакцией) трудностей при подборе условий осаждения таких, как выбор материала подложки и «индивидуальных» особенностей реакционной камеры (размер, площадь электродов и др.) [8-11].

Поэтому в последнее время рассматриваются возможности формирования нанокристаллического кремния путем лазерной кристаллизации пленок а-8Ш. При этом структурная модификация пленок а-8Ш зависит от множества параметров, таких как толщина облучаемых пленок, температура их осаждения (а значит содержание водорода в них), длина волны, мощность, длительность и частота повторения используемых для облучения лазерных импульсов и др. Одним из наиболее распространенных и изученных способов лазерной кристаллизации а-БШ является модификация его структуры наносекундными лазерными импульсами.

Ю 20 40 60 00

Р

Рис. 1.1. Схематическое изображение структуры пленок наномодифицированного кремния как функции зависящей от Я. Штриховая линия отображает переход от аморфной структуры к структуре смешанного фазового состава [7].

В литературе встречаются данные, в которых для кристаллизации пленок а-БкН толщиной от 0,05 до 1 мкм использовались наносекундные лазерные импульсы с различными длинами волн (193, 248, 355, 532 и 1064 нм), с длительностями импульсов в пределах от 5 до 200 не, с различными частотами следования импульсов, скоростями сканирования и перекрытиями лазерного пучка. Основным вопросом, затрагиваемым в данных работах, является изменение структуры аморфного кремния в результате лазерного облучения.

Рассмотрим возможные механизмы модификации структуры аморфных материалов в целом. Как известно (см., например, [12 - 14]), аморфные вещества по своей природе являются конфигурационно метастабильными состояниями вещества без дальнего порядка, и ниже так называемой температуры стеклования

тё они стабилизированы за счет «кинетического» фактора - большой (превышающей 1013 - 1015 пуаз) вязкости. Вследствие своей термодинамической квазиравновесности аморфные вещества подвержены влиянию и другого, дестабилизирующего фактора, пропорционального разности термодинамических потенциалов аморфного и равновесного (кристаллического) состояний. Даже в отсутствие внешних воздействий это обусловливает релаксацию аморфного вещества к менее неравновесному состоянию. Известно два вида такой релаксации - гомогенная и гетерогенная.

Гомогенная релаксация, называемая также структурной, происходит однородно во всем объеме образца с сохранением его аморфности [15]. В процессе структурной релаксации изменяется ближний порядок. Данный вид релаксации характерен для термической кристаллизации пленок а-БШ [16]. При этом температура кристаллизации относительно слабо зависит от скорости нагрева до тех пор, пока велика скорость диссипации теплоты превращения и можно пренебречь влиянием последней на возможность самоускорения процесса кристаллизации.

Гетерогенная релаксация приводит к появлению в пленке областей с дальним порядком и характеризуется наличием фазовых границ. Она осуществляется путем процессов зарождения и роста равновесной или метастабильной кристаллических фаз и сопровождается выделением скрытой теплоты фазового перехода [15]. Существенно, что скорость этих «элементарных» процессов появления новой фазы резко (активационным образом) растет с повышением температуры аморфного образца. При этом в условиях достаточно плохого теплоотвода возможно самоускороение процесса кристаллизации. В этом случае интенсивное выделение скрытой теплоты перехода на границе раздела фаз может привести к значительному саморазогреву фронта кристаллизации, который приобретает вид теплового домена. В аморфном кремнии скорость движения такого теплового домена по порядку величины достигает десятков метров в секунду [17]. Кристаллизация образца в таком режиме называется взрывной. Взрывная кристаллизация, инициированная достаточно сильным локальным импульсом энергии, может распространяться на весь объем аморфного материала с большой скоростью и, что очень важно, возникновение взрывной кристаллизации может

происходить при температурах, существенно более низких, чем температура кристаллизации в процессе термического отжига.

Рис. 1.2. Схематичная модель процесса взрывной кристаллизации аморфного кремния под действием лазерного излучения. c-Si, poly-Si, 1-Si и a-Si -

кристаллический, поликристаллический, жидкий и аморфный кремний, соответственно [18].

К настоящему времени общепринятой является точка зрения о том, что взрывная кристаллизация является основным механизмом модификации структуры пленок a-Si:H при их облучении наносекундными лазерными импульсами [18 - 20]. А именно, при взаимодействии лазерного излучения с a-Si:H происходит плавление его приповерхностного слоя и его последующая рекристаллизация при остывании. При этом выделяется скрытая теплота фазового перехода, являющаяся причиной кристаллизации объема пленки [21, 22]. Другими словами, фронт взрывной кристаллизации может представлять собой узкую зону расплавленного вещества. Возможность существования жидкой прослойки на фронте взрывной кристаллизации пленок a-Si:H подтверждается рядом экспериментов, представленным в работах [18, 20, 23]. Данная модель механизма взрывной кристаллизации схематично представлена на рис. 1.2. Взрывная кристаллизация аморфного кремния может проходить также и в твердой фазе при условии оптимально подобранных параметров сканирующего лазера [24].

т

Рис. 1.3. Морфология поверхности пленки исходного 400 нм a-Si:H с шероховатостью 3.4 нм (а) и облученного лазерными импульсами с плотностью энергии 380 мДж/см2 (Ь) [25].

С помощью метода атомно-силовой микроскопии (АСМ) показано, что обработка пленок a-Si:H лазерными импульсами приводит к образованию на их поверхности шероховатостей нанометрового масштаба (рис. 1.3) [25]. Как видно из рис. 1.3 диаметр образующихся шероховатостей составляет от 300 до 500 нм с высотой порядка 200 нм. Основной причиной появления наношероховатостей на поверхности пленок является возникновение капиллярных волн вследствие разницы плотности кремния в твердой и жидкой фазах [26]. Действительно, кремний в жидкой фазе значительно плотнее, чем в твердой, поэтому при рекристаллизации после плавления область твердой фазы стремится расшириться, образовывая так называемые «хребты» и «холмы», на границе раздела [27]. Более того, образованные наноструктуры могут выступать в качестве дифракционных решеток для падающего лазерного излучения [26, 28]. Также отмечается, что при увеличении перекрытия лазерного пучка, частоты повторения импульсов и плотности энергии лазерного излучения диаметр и высота шероховатостей увеличиваются [29, 30]. При этом атмосфера, в которой проводится лазерный отжиг, существенно влияет на модификацию поверхности. Она может увеличить скорость остывания лазерно-индуцированного расплава, приводя к более высоким

скоростям затвердевания [30]. Также было обнаружено, что при лазерном облучении пленок а-БкН в бескислородной среде на поверхности пленок образовываются более гладкие структуры [31]. То есть наличие кислорода в среде, в которой происходит облучение пленок, существенным образом влияет на шероховатость поверхности пленок [27].

Для характеризации структуры объема пленок а-БкН, облученных лазерными импульсами, наиболее прямым и достоверным методом является просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ). В работах [32, 33] методом ПЭМ показано образование кремниевых кристаллитов нанометрового размера при облучении пленок а-БШ наносекундными лазерными импульсами.

В работе [34] были определены пороговые значения плотности энергии лазерных импульсов для кристаллизации аморфного кремния. На рис. 1.4 представлена зависимость пороговой плотности лазерных импульсов от толщины облучаемой пленки. Под пороговой плотностью энергии лазерных импульсов понималось значение плотности энергии, необходимое для достижения значения для подвижности носителей заряда 100 см2/В с. Отметим, что подвижность в работе определялась по методу эффекта поля. Как видно из рисунка пороговая плотность энергии линейно зависит от толщины пленки. Была предложена формула, описывающая зависимость пороговой плотности энергии лазерных импульсов Ет от толщины слоя Ат.

ЕТ=Е0+^-, (1.1)

I — к

где Е0 - пороговое значение плотности энергии лазерных импульсов для плавления приповерхностного слоя, р - плотность а-Бг.Н, Я - скрытая теплота фазового перехода, Я - коэффициент отражения для соответствующей длины волны падающего излучения.

На рис. 1.4 также представлена зависимость глубины плавления пленки от плотности энергии лазерных импульсов, полученная с помощью метода ПЭМ. Из рисунка следует, что при увеличении плотности энергии лазерных импульсов глубина плавления увеличивается. При этом было установлено, что скорость затвердевания расплавленного кремния определяет размер кристаллитов в облученной пленке, а именно, чем выше скорость, тем меньше будет размер

кристаллитов. Это означает, что для получения методом лазерной кристаллизации пленок пс-81/а-8г.Н с заданным размером нанокристаллов 81 нужно использовать дополнительные инструменты такие, как, например, контроль температуры подложки.

600

1М

Глубина плавления(пт)

40 80 120

40 80 120

Толщина пленки(пт)

160

ш

Рис. 1.4. Зависимость пороговой плотности лазерных импульсов Ет от толщины пленок а-8г.Н (черные круги). Крестами изображена зависимость глубины плавления пленки (верхняя шкала) от плотности энергии лазерных импульсов (правая шкала). Облучение проводилось КгБ лазером с длиной волны 248 нм [34].

Несмотря на то, что метод ПЭМ имеет множество плюсов при исследовании структуры пленок пс-81/а-8Ш, данный метод также имеет и недостатки, такие как относительная времязатратность и повреждающее действие при исследовании образцов. В литературе отмечается, что альтернативным «экспресс» методом диагностики структурных изменений пленок а-8Ш при их облучении лазерными

импульсами является метод спектроскопии комбинационного рассеяния света (КРС) [19, 29, 35]. На рис. 1.5 представлены спектры КРС для пленок а-БШ толщиной 500 нм, облученных при различных плотностях энергии лазерных импульсов. Как видно из рисунка, на спектрах всех образцов присутствует характерный максимум вблизи 480 см"1, соответствующий поперечной фононной моде в структуре аморфного кремния [36, 37]. После облучения пленок импульсами с плотностью энергии более 100 мДж/см2 на спектрах появляется ярко выраженный максимум вблизи частоты 520 см"1, соответствующий поперечной фононной моде в структуре кристаллического кремния [38]. По соотношению интегральных интенсивностей указанных максимумов может быть произведена оценка объемной доли кристаллической фазы в образцах [39]. При этом, как можно видеть из рис. 1.5, при увеличении плотности энергии лазерных импульсов объемная доля кристаллической фазы в облученной пленке а-Бг.Н увеличивается.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Емельянов, Андрей Вячеславович, 2013 год

Литература

[1] Collins R.W., Koh J., Ferlauto A., Rovira P., Lee Y., Koval R., Wronski C.R. Real time analysis of amorphous and microcrystalline silicon film growth by multichannel ellipsometry // Thin Solid Films. 2000. Vol. 364. P. 129-137.

[2] Roca i Cabarrocas P. Plasma enhanced chemical vapor deposition of amorphous, polymorphous and microcrystalline silicon films // J. Non-Cryst. Solids. 2000. Vol. 266-269. P. 31-37.

[3] Ishikawa Y., Schubert M.B. Flexible Protocrystalline Silicon Solar Cells with Amorphous Buffer Layer // Jpn. J. Appl. Phys. 2006. Vol. 45. P 6812-6822.

[4] Koch C., Ito M., Schubert M.B. Low-temperature deposition of amorphous silicon solar cells // Sol. Energ. Mater. Sol. Cell. 2001. Vol. 68. P. 227-236.

[5] Koch C., Ito M., Schubert M.B., Werner J.H. Low Temperature Deposition of Amorphous Silicon Based Solar Cells //Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 1999. Vol. 557. P. 749-756.

[6] Koch C., Ito M., Svrecek V., Schubert M.B., Werner J.H. Protocrystalline Growth of Silicon below 80°C // Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 2000. Vol. 609. P. A15.6.

[7] Wronski C.R., Pearce J.M., Deng J., Vlahos V., Collins R.W. Intrinsic and light induced gap states in a-Si:H materials and solar cells - effects of microstructure // Thin Solid Films. 2004. Vol. 451-452. P. 470-475.

[8] Ito M., Koch C., Svrcek V., Schubert M.B., Werner J.H. Silicon thin film solar cells deposited under 80°C // Thin Solid Films. 2001. Vol. 383. P. 129-131.

[9]Heintze M., Zedlitz R. VHF plasma deposition for thin-film solar cells // Prog. Photovoltaic Res. Appl. 1993. Vol. 1. P. 213-220.

[10] Alpuim P., Chu V., Conde J.P. Electronic and structural properties of doped amorphous and nanocrystalline silicon deposited at low substrate temperatures by radio-frequency plasma-enhanced chemical vapor deposition // J. Vac. Sci. Tech. A. 2003. Vol. 21. P. 1048-1055.

[11] Wronski C.R., Pearce J.M., Koval R.J., Ferlauto A.S., Collins R.W. Progress in amorphous silicon based solar cell technology // RIO 02 - World Climate & Energy Event. 2002. P. 67-72.

[12] Кестер У., Герольд У. // Металлические стекла. Мир, Москва, 1983, с. 325.

[13] Скрипов В.П., Ковердуа В.П. // Спонтанная кристаллизация переохлажденных жидкостей. Наука, Москва, 1984.

[14] Stephenson G.B. J. Non-Cryst. Sol. 1984. Vol. 66. P. 393-427.

[15] Шкловский В.А., Кузьменко B.M. Взрывная кристаллизация аморфных веществ // Успехи Физических Наук. 1989. Т. 157. С. 311 - 338.

[16] Gang Liu, Fonash S. J. Selective area crystallization of amorphous silicon films by low-temperature rapid thermal annealing // Appl. Phys. Lett. 1989. Vol. 55. P. 660662.

[17] Peercy P.S., Tsao J.Y., Stiffler S.R., Thompson M.O. Explosive crystallization in amorphous Si initiated by long pulse width laser irradiation // Appl. Phys. Lett. 1988. Vol. 52. P. 203-205.

[18] Wagner M., Geiler H.-D., Gotz G. Time-resolved investigation of large-area explosive crystallization of amorphous silicon layers // Phys. Stat. Sol. A. 1985. Vol. 92. P. 413-420.

[19] Adikaari A.A., Silva S.R. Thickness dependence of properties of excimer laser crystallized nano-polycrystalline silicon // J. Appl. Phys. 2005. Vol. 97. P. 114305-1 -114305-7.

[20] Auvert G., Bensahel D., Perio A., Nguyen V.T., Rozgonyi G.A. Explosive crystallization of a-Si films in both the solid and liquid phases // Appl. Phys. Lett. 1981. Vol. 39. P. 724-726.

[21] Lowndes D.H., Jellison G.E., Pennycook S.J., Withrow S.P., Mushburn D.N. Appl. Phys. Lett. 1986. Vol. 48. P. 1389-1391.

[22] Bruines J.J.P., van Hal R.P.M., Boots H.M.J., Polman A., Saris F.W. Appl. Phys. Lett. 1986. Vol. 49. P. 1160-1162.

[23] Thompson M.O., Galvin G.J., Mayer J.W., Peercy P.S., Poate J.M., Chew N.G. Melting temperature and explosive crystallization of amorphous silicon during pulsed laser irradiation //Phys. Rev. Lett. 1984. Vol. 52. P. 2360-2364.

[24] Bostanjoglo O. Time-resolved ТЕМ of pulsed crystallization of amorphous Si and Ge films // Phys. Stat. Sol. A. 1982. Vol. 70, P. 473-481.

[25] Hong L., Wang X., Rusli H., Wang H., Zheng H.Yu Crystallization and surface texturing of amorphous-Si induced by UV laser for photovoltaic application // J. Appl. Phys. 2012. Vol. 111. P. 043106 - 043106-6.

[26] Fork D. K., Anderson G. В., Boyce J. В., Johnson R. I., Mei P. Capillary waves in pulsed excimer laser crystallized amorphous silicon // Appl. Phys. Lett. 1996. Vol. 68. P. 2138-2140.

[27] McCulloch D.J., Brotherton S.D. Surface roughness effects in laser crystallized polycrystalline silicon // Appl. Phys. Lett. 1995. Vol. 66. P. 2060-2062.

[28] Lemons R. A., Bosch M. A. Periodic motion of the crystallization front during beam annealing of Si films //Appl. Phys. Lett. 1981. Vol. 39. P. 343-345.

[29] Palani I.A., Vasa N.J., Singaperumal M., Okada T. Investigation on Laser-annealing and Subsequent Laser-nanotexturing of Amorphous Silicon (a-Si) Films for Photovoltaic Application // JLMN. 2010. Vol 5 No. 2. P. 150-155.

[30] Bachrach R. Z., Winer K., Boyce J. В., Ready S. E., Johnson R. I., Anderson G. B. Low temperature crystallization of amorphous silicon using an excimer laser // J. Electron. Mater. 1990. Vol. 19. P. 241-248.

[31] Marmorstein A., Voutsas A.T., Solanki R. A systematic study and optimization of parameters affecting grain size and surface roughness in excimer laser annealed polysilicon thin films // J. Appl. Phys. 1997. Vol. 82. P. 4303-4309.

[32] Bruines J.J.P., van Hal R.P.M., Коек B.H., Viegers M.P.A., Boots H.M.J. Between explosive crystallization and amorphous regrowth: Inhomogeneous solidification upon pulsed-laser annealing of amorphous silicon // Appl. Phys. Lett. 1987. Vol. 50. P. 507-509.

[33] Carluccio R., Stoemenos J., Fortunato G., Meakin D. В., Bianconi M. Microstructure of polycrystalline silicon films obtained by combined furnace and laser annealing//Appl. Phys. Lett. 1995. Vol. 66. P. 1394-1396.

[34] Brotherton S. D., McCulloch D. J., Gowers J. P., Ayres J. R., Trainor M. J. Influence of melt depth in laser crystallized poly-Si thin film transistors // J. Appl. Phys. 1997. Vol. 82. P. 4086-4094.

[35] Ефремов М.Д., Болотов B.B., Володин B.A., Кочубей С.А., Кретинин А.В. Образование нанокристаллов кремния с выделенной ориентацией (110) в

аморфных пленках Si:H на стеклянных подложках при наносекундных воздействиях ультрафиолетового излучения // ФТП. 2002. Т. 36(1). С. 109-116.

[36] Voutsas А. T., Hatalis M. К., Воусе J., Chiang A. Raman spectroscopy of amorphous and microcrystalline silicon films deposited by low-pressure chemical vapor deposition // J. Appl. Phys. 1995. Vol. 78. P. 6999-7006.

[37] Smit C., van Swaaij R.A.C.M.M., Donker H., Petit A.M.H.N., Kessels W.M.M., van de Sanden M.C.M. Determining the material structure of microcrystalline silicon from Raman spectra // J. Appl. Phys. 2003. Vol. 94. P. 3582-3588.

[38] Cheng-Zhao Chen, Sheng-Hua Qiu, Cui-Qing Liu Low temperature fast growth of nanocrystalline silicon films by rf-PECVD from SiH4/H2 gases: microstructural characterization // J. Phys. D: Appl. Phys. 2008. Vol. 41. P. 195413-195418.

[39] Fogarassy E., Pattyn H., Elliq M. Pulsed laser crystallization and doping for the fabrication of high-quality poly-Si TFTs // Appl. Surf. Sci. 1993. Vol. 69. P. 231-239.

[40] Properties of amorphous silicon and its alloys. Редактор Tim Searle, INSPEC, London. 1998.

[41] Brotherton S.D., McCulloch D.J., Edwards M.J. Beam Shape Effects with Excimer Laser Crystallisation of Plasma Enhanced and Low Pressure Chemical Vapor Deposited Amorphous Silicon // Solid State Phenomena. 1994. Vol. 37-38. P. 299-304.

[42] Gontad F., Conde J.C., Filonovich S., Cerqueira M.F., Alpuim P., Chiussi S. Study on excimer laser irradiation for controlled dehydrogenation and crystallization of boron doped hydrogenated amorphous/nanocrystalline silicon multilayers // Thin Solid Films. 2013. Vol. 536. P. 147-151.

[43] Boland J.J. Role of hydrogen desorption in the chemical-vapor deposition of Si(100) epitaxial films using disilane // Phys. Rev. B. 1991. Vol. 44. P. 1383-1386.

[44] Sundaram S.K., Mazur E. Inducing and probing non-thermal transitions in semiconductors using femtosecond laser pulses // Nature Materials. 2002. Vol. 1. P. 217-224.

[45] Saeta P., Wang J.-K., Siegal Y., Bloemberger N., Mazur E. Ultrafast electronic disordering during femtosecond laser melting of GaAs // Phys. Rev. Lett. 1991. Vol. 67. P.1023-1026.

[46] Ионин А.А., Кудряшов С.И., Макаров С.В., Салтуганов П.Н., Селезнев JI.B., Снницын Д.В., Шарнпов А.Р. Сверхбыстрая электронная динамика поверхности кремния, возбужденной интенсивным фемтосекундным лазерным импульсом // Письма в ЖЭТФ. 2012. Т. 96. С. 413-418.

[47] Sarnet Т., Carey J.E., Mazur Е. From black silicon to photovoltaic cells, using short pulse lasers // AIP Conf. Proc. 2012. Vol. 1464. P. 219-221.

[48] Choi T.Y., Hwang D.J., Griporopoulos C.P. Ultrafast laser-induced crystallization of amorphous silicon films // Optical Engineering. 2003. Vol. 42. P. 3383-3388.

[49] Sokolowski-Tinten K., Bialkowski J., von der Linde D. Ultrafast laser-induced order-disorder transitions in semiconductors // Phys. Rev. B. 1995. Vol. 51. P. 14186— 14198.

[50] von der Linde D., Kuhl J., Klingenberg H. Raman Scattering from Nonequilibrium LO Phonons with Picosecond Resolution // Phys. Rev. Lett. 1980. Vol. 44. P. 15051508.

[51] Володин B.A., Качко A.C. Кристаллизация пленок аморфного гидрогенизированного кремния с применением фемтосекундных лазерных импульсов // ФТП. 2011. Т. 45. С 268-273.

[52] Nayak В.К., Gupta М.С. Femtosecond-laser-induced-crystallization and simultaneous formation of light trapping microstructures in thin a-Si:H films // Appl. Phys. A. 2007. Vol. 89. P. 663-666.

[53] Wang X.C., Zheng H.Y., Tan C.W., Wang F., Yu H.Y., Pey K.L. Femtosecond laser induced surface nanostructuring and simultaneous crystallization of amorphous thin silicon film // Optics Express. 2010. Vol. 18 No. 18. 19379-19385.

[54] Shien J.-M., Chen Z.-H., Dai B.-T., Wang Y.-C., Zaitsev A., Pan C.-L. Near-infrared femtosecond laser-induced crystallization of amorphous silicon // Appl. Phys. Letters. 2004. Vol. 85. P. 1232-1234.

[55] Lee G.J., Park J., Kim E.K., Lee Y.P., Kim K.M., Cheong H., Yoon C.S., Son Y.-D., Jang J. Microstructure of femtosecond laser-induced grating in amorphous silicon // Optics Express. 2005. Vol. 13. P. 6445-6453.

[56] Wang H., Kongsuwan P., Satoh G., Lawrence Yao Y. Femtosecond laser-induced surface texturing and crystallization of a-Si:H thin film // Proceedings of the 2010

International Manufacturing Science and Engineering Conference, MSEC2010-34271. Erie, Pennsylvania, USA. 2010. P. 1-10.

[57] Zhou M., Zeng D.Y., Kan J.P., Zhang Y.K., Cai L., Shen Z.H., Zhang X.R., Zhang S.Y. Finite element simulation of the film spallation process induced by the pulsed laser peening // J. Appl. Phys. 2003. Vol. 94. P 2968-2975.

[58] Daminelli G., Kruger J., Kautek W. Femtosecond Laser Interaction with Silicon Under Water Confinement // Thin Solid Films. 2004. Vol. 467. 334-341.

[59] Palani I.A., Vasa N.J., Singaperumal M. Crystallization and ablation in annealing of amorphous-Si thin film on glass and crystalline-Si substrates irradiated by third harmonics of Nd3+:YAG laser // Material Science in Semiconductor Processing. 2008. Vol. 11. P. 107-114.

[60] Winer K., Anderson G. В., Ready S. E., Bachrach R. Z., Johnson R. I., Ponce F. A., Boyce J. B. Excimer-laser-induced crystallization of hydrogenated amorphous silicon // Appl. Phys. Lett. 1990. Vol. 57. P. 2222-2224.

[61] Ivlev G., Gatskevich E., Chab V., Stuchlik J., Vorlicek V., Kocka J. Dynamics of the excimer laser annealing of hydrogenated amorphous silicon thin films // Appl. Phys. Lett.. 1999. Vol. 75. P. 498-500.

[62] Бродски M. Аморфные полупроводники. Мир. Москва. 1982. С. 322-327.

[63] Sridhar N., Chung D.D.L., Anderson W.A., Coleman J. Effect of deposition temperature on the structural and electrical properties of laser-crystallized hydrogenated amorphous silicon films // J. Appl. Phys. 1996. Vol. 79. P. 1569-1577.

[64] Tauc J., Grigorovici R., Vancu A. Optical properties and electronic structure of amorphous germanium //Phys. Stat. Solidi. 1966. Vol. 15. P. 627-641.

[65] Rotaru C., Nastase S., Tomozieu N. Phys. Stat. Solidi A. 1999. Vol. 171. P. 365.

/

[66] Moon S., Lee M., Hatano M., Grigoropoulos C.P. Interpretation of optical diagnostics for the analysis of laser crystallization of amorphous silicon films // Microscale Thermophysical Engineering. 2000. Vol. 4. P. 25 - 38.

[67] Zheng D.Q., Ma Y.J., Xu L., Su W.A., Ye Q.H., Oh J.I., Shen W.Z. Light absorption engineering of hydrogenated nanocrystalline silicon by femtosecond laser // Optics Lett. 2012. Vol. 37 (17). P. 3639-3641.

[68] Коска J. Relation of defects and grain boundaries to transport and phototransport: Solved and unsolved problems in microcrystalline silicon // J. Non-Cryst. Sol. 2012. Vol. 358. P. 1946-1953.

[69] Zhou M., Zeng D. Y., Kan J. P., Zhang Y. K., Cai L., Shen Z. H., Zhang X. R. and Zhang S. Y. Finite element simulation of the film spallation process induced by the pulsed laser peening // J. Appl. Phys. 2003. Vol. 94. P.2968-2975.

[70] Adikaari A.A.D.T., Carey J.D., Stolojan V., Keddie J.L., Silva S.R.P. Bandgap enhancement of layered nanocrystalline silicon from excimer laser crystallization//Nanotechnology. 2006. Vol. 17. P. 5412-5416.

[71] Asai I., Kato N., Fuse M., Hamano T. Poly-Silicon Thin-Film Transistors with Uniform Performance Fabricated by Excimer Laser Annealing // Jpn. J. Appl. Phys. 1993. Vol. 32. P. 474-481.

[72] Maley N., Beeman D., Lannin J.S. Dynamics of tetrahedral networks: Amorphous Si and Ge // Phys. Rev. B. 1988. Vol. 38. P. 10611-10622.

[73] Richter H., Wang Z.P., Ley L. The one phonon Raman spectrum in microcrystalline silicon // Solid State Commun. 1981. Vol. 39(5). P. 625-629.

[74] Liao N.M., Li W., Jiang Y.D., Kuang Y.J., Qi K.C., Wu Z.M., and Li S.B. Raman study of a-Si:H films deposited by PECVD at various silane temperatures before glow-discharge // Appl. Phys. A. 2008. Vol. 91. P. 349-352.

[75] Kaneko Т., Wagashi M., Onisawa K., Minemura T. Change in crystalline morphologies of polycrystalline silicon films prepared by radio-frequency plasma-enhanced chemical vapor deposition using SiF4+H2 gas mixture at 350 °C // Appl. Phys. Lett. 1994. Vol. 64. P. 1865.

[76] Gogoi P., Dixit P.N., Agarwal P. Amorphous silicon films with high deposition rate prepared using argon and hydrogen diluted silane for stable solar cells // Sol. Energy Mater. Sol. Cells. 2007. Vol. 91. P. 1253-1257.

[77] Campbell I.H., Fauchet P.M. The effects of microcrystal size and shape on the one phonon Raman spectra of crystalline semiconductors // Solid State Commun. 1986. Vol. 58(10). P. 739-741.

[78] Голубев В.Г., Давыдов В.Ю., Медведев A.B., Певцов А.Б., Феоктистов Н.А. Спектры рамановского рассеяния и электропроводность тонких пленок кремния

со смешанным аморфно-нанокристаллическим фазовым составом: определение объемной доли нанокристаллической фазы // ФТТ. 1997. Т. 39. Р. 1348.

[79] Zi J., Buscher H., Falter С., Ludwig W., Zhang К., Xie X. Raman shifts in Si nanocrystals // Appl. Phys. Lett. 1996. Vol. 69. P. 200-202.

[80] Viera G., Huet S., Boufendi L. Crystal size and temperature measurements in nanostructured silicon using Raman spectroscopy // J. Appl. Phys. 2001. Vol. 90. P. 4175-4183.

[81] Köster U. Crystallization of amorphous silicon films // Physica Status Solidi (a). 1978. Vol. 48(2). P. 313-321.

[82] Grunthaner F. J., Grunthaner P. J., Vasquez R. P., Lewis B. F., Maserjian J., Madhukar A. High-Resolution X-Ray Photoelectron Spectroscopy as a Probe of Local Atomic Structure: Application to Amorphous Si02 and the Si-Si02 Interface // Phys. Rev. Lett. 1979. Vol.43. P. 1683-1686.

[83] Höh K., Koyama H., Uda K., Miura Y. Incorporation of Oxygen into Silicon during Pulsed-Laser Irradiation // Jpn. J. Appl. Phys. 1980. Vol. 19. P. L375-L378.

[84] Бродски M. Аморфные полупроводники // Мир, Москва. 1982. С. 156 - 158.

[85] Казанский А.Г. Температурная зависимость положения уровня Ферми в аморфном гидрированном кремнии п-типа // ФТП. 1990. Т.24. Р. 556-558.

[86] Stuke J. Problems in the understanding of electronic properties of amorphous silicon//J. Non-Cryst. Solids. 1987. V. 97-98. P. 1-14.

[87] Cloude C., Spear W.E., Le Comber P.G., Hourd A.C. Low-temperature electron transport near the mobility edge of amorphous silicon // Phyl. Mag. B. 1986. V.54(4). P. L113-L118.

[88] Wood DL, Taue JS Weak absorption tails in amorphous semiconductors // Physical Review В. 1972. Vol. 5. P. 3144-3151.

[89] Thomas P. DC-Transport in amorphous semiconductors - phonon induced derealization // J. Non-Cryst. Solids. 1985. V.77-78. P.121-130.

[90] Shklovsky B.I., Efros A.L. Electronic Properties of Doped Semiconductors // Nauka, Moscow, ch. 5, 1979, p. 186.

[91] Han D., Yue G., Lorentzen J.D., Lin J., Habuchi H., Wang Q. Optical and electronic properties of microcrystalline silicon as a function of microcrystallinity // J. Appl. Phys. 2000. V. 87. P. 1882-1888.

[92] Kazanskii A.G., Kong G., Zeng X., Hao H., Liu F. Peculiarity of constant photocurrent method for silicon films with mixed amorphous-nanocrystalline structure // J. Non-Cryst. Solids. 2008. V. 354. P. 2282-2287.

[93] He Y., Yin C., Cheng G., Wang L., Liu X., Hu G.Y. The structure and properties of nanosize crystalline silicon films // J. Appl. Phys. 1994. V. 75. P.. 797 - 803.

[94] Jones D.I., Gibson R.A., Le Comber P.G., Spear W.E. Hydrogen content, electrical properties and stability of glow discharge amorphous silicon // Solar Energy Materials. 1979. V. 2. P. 93-106.

[95] Wu C., Crouch C.H., Zhao L., Mazur E. Visible luminescence from silicon surfaces microstructured in air // Appl. Phys. Lett. 2002. V. 81. P. 1999-2001.

[96] Chen Т., Si J., Hou X., Kanehira S., Miura K., Hirao K. Luminescence of black silicon fabricated by high-repetition rate femtosecond laser pulses // J. Appl. Phys. 2011. V. 110. P. 073106-1 -073106-4.

[97] Goderfroo S., Hayne M., Jivanescu M., Stesnabs A., Zacharias M., Lebedev О. I., Van Tendeloo G., Moshalkov V. V. Classification and control of the origin of photoluminescence from Si nanocrystals//Nat. Nanotech. 2008.V.3.P. 174-178.

[98] Takeoka S., Fujii M., Hayashi S. Size-dependent photoluminescence from surface-oxidized Si nanocrystals in a weak confinement regime // Phys. Rev. B. 2000. V. 62. P. 16820-16825.

[99] Zhigunov D.M., Seminogov V.N., Timoshenko V. Yu., Sokolov V.I., Glebov V.N., Malyutin A.M., Maslova N.E., Shalygina O.A., Dyakov S.A., Akhmanov A.S., Panchenko V.Ya., Kashkarov P.K. Effect of thermal annealing on structure and photoluminescence properties of silicon-rich silicon oxides // Physica E. 2009. V. 41. P. 1006-1009.

[100] Kenyon A.J., Trwoga P.F., Pitt C.W., Rehm G. The origin of photoluminescence from thin films of silicon-rich silica // J. Appl. Phys. 1996. V. 79. P. 9291-9300.

[101] Ledox G., Gong J., Huisken F., Guillois O., Reinaud C. Photoluminescence of size-separated silicon nanocrystals: Confirmation of quantum confinement // Appl. Phys. Lett. 2002. V. 80. P. 4834-4836.

[102] Бурдов В.А. Зависимость ширины оптической щели кремниевых квантовых точек от их размера // ФТП. 2002. Т. 36. С. 1233-1236.

[103] Ma Z., Liao X., Kong G., Chu J. Raman scattering of nanocrystalline silicon embedded in Si02 // Science in China A. 2000. V. 43(4). 414-418. $