光电信息工程外文翻译文献

光电信息工程外文翻译文献光电信息工程外文翻译文献(文档含中英文对照即英文原文和中文翻译)译文：气体温度通过PECVD沉积对Si：H薄膜的结构和光电性能的影响摘要气体温度的影响（TG）在等离子体增强化学气相沉积法（PECVD）生长的薄膜的结构和光电特性：H薄膜已使用多种表征技术研究。气体的温度被确定为制备工艺的优化、结构和光电薄膜的性能改进的一个重要参数。薄膜的结构性能进行了研究使用原子力显微镜（AFM），傅立叶变换红外光谱（FTIR），拉曼光谱，和电子自旋共振（ESR）。此外，光谱椭偏仪（SE），在紫外线–可见光区域的光传输的测量和电气测量被用来研究的薄膜的光学和电学性能。它被发现在Tg的变化可以修改的表面粗糙度，非晶网络秩序，氢键模式和薄膜的密度，并最终提高光学和电学性能。介绍等离子体增强化学气相沉积法（PECVD）是氢化非晶硅薄膜制备一种技术，具有广泛的实际应用的重要材料。它是用于太阳能电池生产，在夜视系统红外探测器，和薄膜晶体管的平板显示装置。所有这些应用都是基于其良好的电气和光学特性以及与半导体技术兼容。然而，根据a-Si的性质，PECVD制备H薄膜需要敏感的沉积条件，如衬底温度，功率密度，气体流量和压力。许多努力已经花在制备高品质的薄膜具有较低的缺陷密度和较高的结构稳定性的H薄膜。众所周知，衬底温度的强烈影响的自由基扩散的生长表面上，从而导致这些自由基更容易定位在最佳生长区。因此，衬底温度一直是研究最多的沉积参数。至于温度参数在PECVD工艺而言，除了衬底温度，气体温度（Tg）美联储在PECVD反应室在辉光放电是定制的a-Si的性能参数：H薄膜的新工艺。事实上，TGPECVD系统的变化可以影响等离子体的能量在辉光放电，并最终改变了薄膜的性能。根据马丁吕，当薄膜制作接近前后颗粒的形成机制在a-Si∶H薄膜，薄膜性能对TG的相关性比衬底温度更为显著。然而，大多数的研究到目前为止只集中在衬底温度的影响。在我们以前的研究中，我们报道的气体温度对磷的结构演化的影响掺杂的a-Si∶H薄膜的拉曼光谱。结果表明，存在的无定形网络逐步有序，在不久的表面和内部的Tg增加区域，导致更高质量的a-Si∶H薄膜。但是进一步的调查在TG的影响的结构和光电特性：H薄膜还没做好，这正是本文的目的。在这项研究中，用不同的气体温度的PECVD沉积薄膜。使用多种表征技术研究了薄膜的性能，包括原子力显微镜（AFM），傅立叶变换红外光谱（FTIR），拉曼光谱，电子自旋共振（ESR），光谱椭偏仪（SE），在紫外线–可见区和电气测量的光学传输的测量。2.实验细节2.2样品的制备用纯硅烷PECVD方法制备的a-Si:H薄膜：我们的PECVD系统配备了一个平行板电极，如图1所示:两个电极和分离的面积为220平方厘米和2厘米,分别为13.56兆赫的频率和100MW／cm2功率密度应用于上电极和下电极接地。PECVD系统是在一个给定的4小时在反应室达到平衡温度举行。严格按照以下标准的程序,所有的衬底进行清洗，以确保沉积衬底和薄膜之间的附着力好之前。在洗涤剂溶液清洗后的衬底上，立即受到酒精的超声波清洗，序列中的丙酮和去离子水10分钟。基板被固定在样品架，上面的等离子区，避免不良大颗粒污染。基板的热源来自上层加热单元（钨丝）的沉积过程中。气体的热源加热带和较低的加热单元（钨丝）。下加热单元作为保温。值得一提的是，在我们的情况下，气体的温度是名义上的，因为它不是直接测量。SiH4气体总流量为40sccm（标准立方厘米每分钟）在所有的沉积。沉积压力为60Pa的所有样品的制备，衬底温度固定在250°C。2.2表征方法分析了键合形成的a-Si∶H薄膜，布鲁克张量27傅立叶变换红外光谱（FTIR）装置是在室温下进行，并在环境湿度控制在一个较低的水平（相对湿度70%）。拉曼光谱，在后向散射的几何形状，使用JYHR800光谱仪进行的，是用来对短程和中程尺度的非晶硅网络秩序的变化研究。入射激光功率低于0.3mW和梁的失焦的在一个直径2μm减少由于激光照射，从而提高测量精度的加热效果一圈。ESR测量是在配备BRUKERESP4105光谱仪双腔温度的房间里进行的，这与20兆瓦的微波功率操作相同。原子力显微镜（SPA400）使用硅悬臂在轻敲模式图像获得。此外，薄膜的质量密度采用浮选法测量。在光的分析，我们认为是介电函数ε（Ε）a-Si∶H薄膜采用SE测量。由于硒是一种间接的方法，该ε（Ε）通过使用点对se850光谱椭偏仪数据反演程序计算了样品的光谱（ψ，△），在ψ表示该偏振光平行和垂直于入射平面的反射系数的振幅比，和△是两个组件之间的相移。为了计算ε（Ε）a-Si∶H薄膜，适当的建立光模型。在我们的例子中，光学模型由环境/表面粗糙层/散层/衬底（K9玻璃）。表面粗糙度层被建模为50%的a-Si的混合物：H（或体层的a-Si）使用布鲁格曼有效介质近似（EMA）和50%的空隙。在测量过程中，最适合采用最小均方误差函数的实现。在紫外–可见光区域的光传输的测量使用岛津Uv-1700紫外可见分光光度计进行的。暗电导率σ（T）的薄膜，使用Keithley4200半导体特性测试系统在V/我配置的输入阻抗大于105Ω测量。使用especesl-02ka高低温试验箱的温度稳定性小于0.1±°C测定的暗电导率的温度依赖性。图1PECVD的系统结构示意图。结果与讨论3.1a-Si:H薄膜的结构特性通过AFM观察a-Si的形态特性的信息：H薄膜可以提取。在我们的例子中，扫描是在1Mx1M地区μ×μ与轻敲模式进行。在图2中，我们提出的三维原子力显微镜图像的样品沉积分别在TG的室温（RT），80°C，130°C和160°C。这是在图2中的地形，有一个明显的趋势。当TG是设置在RT，块的横向尺寸比其他三个样品大得多。TG=RT的AFM图像具有最大的表面粗糙度均方根（RMS）为3.63nm的表面粗糙度。顺序从1.84纳米到1.50纳米的RMS值降低，TG增加80°C，160°C薄膜的生长要经过两个阶段的不同，岛上生长和聚结。根据德雷维伦和同事观察，在发生合并时表面粗糙度基本不变的，薄膜继续增长时间。因此TG修改表面粗糙度的差异归因于不同的成核位点。ESR是其中的几个实验，给出关于缺陷[10]的结构信息。图3给出了归一化的ESR光谱的一阶导数：H薄膜沉积在不同的Tg。电子自旋密度（NS）和g因子中的插图所示。可以看出，G值的所有a-Si∶H薄膜的近2.0055。理论计算和实验证据表明，2.0055g值来源于悬挂键在无定形网络[11]，而不是五倍协调的硅原子，也被称为浮动债券。如图所示，从1.1降低×NS1017厘米−3到3.4×1016厘米−3Tg的增加从室温到160°它表明，Tg的增加，可以减少硅的悬空键：H薄膜在很大程度上。拉曼散射已被广泛用于估计网络结构由于其强度在固体结构紊乱敏感的演变。在图的插图所示，矽拉曼光谱：H薄膜由几个振动模式。在约150厘米−1带，横向声相关（TA）的振动模式，是二面角波动的密度成比例，反映了中程有序（MRO）的无定形网络[12]。的声子的带在约ω=480厘米−1的根均方键角变化敏感Δθ[13]。将带向更高的频率的位置和峰宽的减少（Γ到）和短程有序的增加相一致（SRO）。此外，一些计算的研究表明，Γ和SRO的关系可以量化。基于连续随机网络模型，Beeman等人。已获得的线性关系Γ=15+6Δθ，这是经常使用的实验拉曼光谱测量确定Δθ[14]。的纵向声波带的存在（LA）在300厘米−1和纵光学（LO）乐队的存在，在410厘米−1薄膜中的缺陷相关的协调，和更多的缺陷，只有/ITO和ILO／ITO比[15]的较大的值，在那里我站对相应的振动模式的积分强度。在ω2LA=610厘米−1和ω2=960厘米−1峰是主要的a-SiωLa色彩和主要的a-Siω，分别为[16]。在我们的例子中，拉曼数据之间的1和1000厘米600厘米−−1不分析由于色彩重叠。a-Si：H拉曼光谱：H薄膜沉积在不同的温度如图4所示。可以看出，所有的薄膜的研究具有典型的拉曼光谱特征，即，在约480厘米−1峰宽。的峰值位置转移到3.61厘米−1的Tg的增加，但仍处于无序区。另一方面，1.18厘米−1减少Γ。这一结果表明，气体温度的增加导致的SrOa-Si的改进：H薄膜的结晶，但不。此外，据报道，ω的转变还取决于薄膜的内在应力[17]。根据变化的Γ，Δθ已估计定量描述SrO的变化。图3a-Si衍生的ESR谱：H薄膜沉积在不同的Tg，在嵌入数据对应的从上到下的TG=RT，°C80，C130°，和160°C.。图4拉曼光谱Si：H薄膜沉积在不同的温度；插图是一个典型的拉曼光谱：H薄膜及其高斯反褶积。图2a-Si的三维的AFM图像：H薄膜沉积在不同的Tg。（一）RT，RMS值为3.63nm，D=500.26nm；（b）80°C，RMS值为1.84nm，D=503.88nm；（C）130°C，RMS值为1.69nm，D=525.69nm；和（D）160°C，RMS值为1.50nm，a681.93nm。厚度d是从测量得到的。如表1所示，有一个减少在Δθ值从6.95o到6.75o与TG的增加。备有等人。[18]表明，通过测量载流子寿命，它有可能涉及缺陷的a-Si的浓度的ΔθNS：H的变化。如图5所示，Δθ和NS之间存在明显的正相关关系。我们推测，当较大的键角发生偏差，缺陷的形成是提高稳定性和降低非晶网络的应变能量需要。正如上面提到的，更多的缺陷，非晶网络中产生的薄膜，较大的两个ILA/ITO和ILO／ITO从拉曼测量。然而，有趣的是，只有/ITO的变化是在我们的实验中，对国际劳工组织/ITO。如表1所示，从RTTG增加到160个°C/ITO下降0.176厘米−1，国际劳工组织/ITO增加0.144厘米−1。上述行为异常，确切的原因目前尚不清楚，有待进一步研究。最后，强度比ITA/ITO下降0.022厘米−1Tg的增加从室温到160°C，这是指示性的MRO的改进。最近，R.L.C.温克等人的计算。[19]利用1000原子结构表明，在某种程度上，ITA/ITO取决于Δθ这与SrO，还有ITA/ITO和Δθ近似为线性关系。但是在我们的实验中这种线性关系不明显，如图5所示。氢气在a-Si：H薄膜是确定材料性能的一个关键因素。相比于网络的硅，具有刚性的非平衡结构，氢具有不同的粘接性能由于更多的移动的平衡结构。在氢键的不同类型的信息可以从红外光谱中提取的。在a-Si的Si/H键的声子模式：H发生在三个能带[20]：（我）摆动的模式在630厘米−1这是始终存在的，（ii）对800–900厘米−1的形状和强度取决于沉积条件，及（iii）模式范围2000–2100厘米−1。图6显示一组在不同的气体温度下制备的样品的红外透射光谱。现在让我们考虑的波段在1630cm−第一。它是观察到Tg略有增加，其强度降低。桑克斯等人的研究。[10]表明，这个乐队的整体强度测定氢气浓度最好的但其他行是不可靠的。因此，在a-Si的氢含量的CH：H薄膜可以通过在β是吸收系数计算，和n=5×1022/厘米−3晶体硅原子密度。A640是一个不同的振子强度的逆常数。2.1×A640=1019厘米−2由兰福德等人得到的是常用的a-Si∶H和ncSi∶H的值。我们的计算表明，只有3%的Tg增加CH降低，表明气体温度的总的氢含量，纳入薄膜的影响不大。另一方面，很容易发现，在800–900厘米−1双不出现在我们的样本。这对已分配给存在（SiH2）N链结构一致，似乎只有在（SiH2）N键的存在。此外，许多研究表明，在800–900厘米−1双只出现在特定的生长条件，如沉积使用氩气和硅烷气体混合物。图5方键角偏差Δθ意味着缺陷浓度NS对根的依赖，和Δθ和拉曼强度比ITA/ITO的相关性。因此有可能性（SiH2）链结构的形成被排除在这项研究中。它是建立在~2000厘米−1乐队来自SiH伸缩振动模式。但在~2080厘米−1乐队的分配已备受争议。有此峰不同的解释：SiH2重叠（SiH2）N链结构，（ii）SiH2重叠的SiH或（iii）与集群的SiH，SiH2重叠SiH3。如上所述，的可能性（SiH2）N链结构的形成是排除在本研究。然而，没有证据显示在我们的结果排除其他配置。大多数研究报告到目前为止的结论是有贡献的~−在2080厘米1带SiH2。作为一个结果，我们认为乐队在~2080厘米−1到多氢化物，包括所有的SiH键模式除了（SiH2）N链结构。在~2080厘米−1带的存在是气泡密切相关或无序域在a-Si∶H薄膜。为了定量描述的结构的不均匀性：H薄膜，织构的生长因子R已使用。这种结构的参数定义为R=[2080]/（[2000]+[2080][2000]），这里是乐队的积分吸收强度集中在~2000厘米−1表示的是在薄膜分离氢化SiH的数目，和[2080]代表乐队的集成吸收强度集中在~2080厘米−1。计算结果表明，如图7所示，虽然总氢含量的变化很小，从0.42到0.20的R降低TG增加从室温到160°C.这意味着增加的Tg的限制将氢粘结在与总氢含量的影响小的多氢化物的形状，从而提高的一氢化SiH比例。制备高品质a-Si∶H薄膜这正是我们的愿望。图6H样品一系列的红外光谱。在氢键模式的变化可以在气相自由基组成的等离子体化学反应变化的认识。在纯硅烷放电的情况下，该反应的主要贡献的增长：H薄膜（我）硅烷+E→SiH3+H+E，（ii）硅烷+E→SiH2+H2+E，（iii）硅烷+E→SIH+H2+H+E，和（四）H2+E→2H+E的能量阈值的兴奋反应（I–IV）8.75伏特，9.47伏特，分别为10.33eV和15.5eV的。较高的温度应该带气到更高振动的能量状态，使反应速率（III）和（IV）增加。同时，较高的气体温度加速了氢原子的产生率和增加的H原子通量的生长表面，导致在a-Si的生长更快的表面重排：H薄膜。3.2运输的光学性质和电子一个坚实的入射光的反应是由复杂的介电函数ε确定（Εε）=1（Ε）−我ε2（Ε）。真正的部分ε1（Ε）和虚部ε2（Ε）显示在固体的基本光吸收。在状态TAUC联合密度的依据和标准的量子力学计算ε2（Ε）与相互作用的原子的集合，例如杰利森等人。[25]提出的TAUCLorentz模型更好地描述–非晶半导体的介电函数。在这个模型中，2的ε（Ε）是由洛伦兹模型产品和TAUC间隙表示：其中，C和E0表示振幅参数，参数和扩大的ε2峰的位置（Ε）峰。如光学TAUC间隙。另一方面，真正的部分ε1（Ε）可以使用克朗尼希积分公式计算：在ε1（∞）是能量ε1独立的贡献（Ε）在无限的能量和P代表积分的柯西主部分。在–TAUCLorentz模型，因此，介电函数的确定是采用五参数[A，C，E0，乙二醇，和ε1（∞）]。图8给出了室温下的介电函数谱在紫外可见光区域的a-Si–：H薄膜沉积在不同的温度从室温到160°C.解析TAUCLorentz–参数值列于表2。可以看出，硅：H薄膜的介电函数显示TG增加一个系统的变化。总体ε1（Ε）价值和广阔的ε2的幅度（Ε）在3.6eV的峰~降低TG的降低。此外，整个介电函数的Tg降低移向更高的能量。佩恩表示模型，对ε2峰位E0（Ε）与平均粘结强度和平均价和传导电子之间的分离。G、F、风等。[26]属性这一行为的氢含量纳入薄膜在不同的沉积条件下制备的变化。图7氢气浓度的变化（CH）和微观组织因子（R）功能的气体温度同时对a-Si的紧束缚计算：H证实价带边缘移向更深的能量位置与CH由于Si的态密度的减少的增加（3P）–H（1s）相互作用[27]。看来，中国的变化是负责在我们的a-Si的峰值位置的转变：H薄膜。值得注意的是，然而，在我们的案例中的Tg下降的变化仅为3%。这是相当小的，不可能导致ε2（E）的峰值位置的移位60mevv。所以必须有其他因素转移E0除氢在薄膜。图9显示了2的峰值位置的依赖关系εE0（Ε）网络结构参数的光谱，包括均方根键角偏差Δθ，拉曼强度比ITA/ITO和缺陷浓度ns。可以看出，峰的位置和网络结构参数之间存在显著的正相关。事实上，这两个实验和理论计算表明，虽然导带边缘不因他们的球symmetricals样态的结构紊乱几乎影响，价带顶由对等的状态应该由结构无序[10]的强烈影响。因此，它可以从我们的实验结果表明，在无定形网络结构的变化也负责E0的移位的推断。的a-Si的质量密度：H薄膜沉积在不同的Tg测定了。结果表明，样品沉积在较高的Tg的密度。然而，所有的a-Si的质量密度：H薄膜是低于晶体硅（2.33g/cm3）。产生这质量密度的a-Si∶H赤字通常被认为是形成的空隙。图8ε1谱（a）和（b）2光谱εa-Si∶H薄膜沉积在不同的温度。如图10所示，质量密度与组织因子R，间接代表的一氢化SiH比例显著负相关。最近的研究表明，一氢化SiH嵌入在密集的a-Si∶没有明显的空隙率[28]网络结构。作为一个结果，在Tg的增加，薄膜的质量密度的增加归因于空隙率下降。根据求和规则和等离子体理论，ε2的幅度（Ε）峰取决于材料[29]的质量密度。因此，的a-Si的质量密度的增加：H薄膜是负责对ε2幅度的下降（Ε）在我们的研究中的峰值。此外，在图8b大致对应的薄膜的光学带隙约为1.7eV的低能量的光吸收的发生。的吸收发生朝向更高的能量的变化表明，光学带隙在a-Si扩大：H薄膜。测量表明，TAUC间隙塌陷1.77电子伏特到1.64eV的Tg的增加从室温到160°C.TAUC间隙（Eopt）从紫外–可见光透射测量采用Tauc图得到的显示类似的行为。这可能是由于疾病引起的斜率变化的价带边缘在a-Si∶H薄膜。为了进一步研究相关的电子输运性质的a-Si∶H薄膜暗电导率的温度依赖性，已被执行的测量。图11所示的间隙单元配置已被用来减少之间的接触电阻的影响，硅：H薄膜和金属由于肖特基势垒形成电极。厚度为500nm的镍电极与荫罩蒸发铝盖a-Si∶H薄膜。两个电极之间的距离是4.5毫米。镍电极的电流电压特性的线性–产量在0.1V施加的吉时利4200SCS系统偏置电压。暗电导率的温度依赖性（t）σa-Si∶H薄膜沉积在不同的气体温度，如图12所示。很明显，在σ（T）与1000/T的线性变化在测量温度范围。整个σ（T）由两个数量级为Tg的增加从室温到160°C增加，表明黑暗的敏感性图9对ε2峰的位置依赖性（E0Ε）网络结构参数的光谱，包括均方根键角Δθ，拉曼强度比ITA/ITO和缺陷浓度ns。图10组织因子R和质量密度ρ之间的相关性。在沉积过程中，TG电导率。为进一步分析的缘故，所获得的实验数据进行拟合使用的关系。在前因子σ0是导电性外推到1/T=0，K是玻尔兹曼常量，EC和EF表示导带迁移率边和费米能级，分别。表示电导阈值能量被定义为EA=EC−EF的活化能。对σRT值（室温电导率），σ0和EA在表3中给出。我们的实验结果表明，样品的存放在室温和80°C因素比沉积的样品在130°C和160°C.这种现象更为严重，一个可能的解释是，前两个样品具有较大的缺陷密度，在ESR测量得到的，通过改变间隙状态分布产生较低的载流子迁移率。另一方面，在σRT的增加，如表3所示的是伴随σ相应减少0。在a-Si相似的结果：H薄膜沉积在不同的衬底温度下已被等人报道。30。又如表3所示，EA降低0.25eV的Tg的增加。此外，EA与R和NS如图13所示的正相关。与此相反，彼得和约翰德安东尼H[31]在改进的电性能是独立的硅结构的不均匀性的结果：H薄膜。潜在的波动模型[32]已被最广泛接受的解释非晶半导体的各种交通现象。在a-Si的电位波动：H是由结构的非均质性，从缺陷的产生，从而形成空隙，键角失真和氢的非均匀分布。据报道，在a-Si的运输：H是由浅陷阱控制的带尾态，使分散的运输500K和300K孔电子[33]下面。从所观察到的相关的Urbach能量和组织因素之间，马汉等人。[34]认为，空隙率相关的局部电位波动会影响a-Si:H的带尾态分布：H.与以前的拉曼光谱，ESR和IR数据有关。因此可以推断EA的变化与膜结构密切相关。图11a-Si隙细胞形态：H薄膜的电导率测量。镍电极的厚度的两个电极之间的距离和分别为500nm和4.5毫米。图12暗电导率情节（σ）对a-Si∶H薄膜的影响。另一方面，网络秩序的变化，缺陷密度和氢键模式，导致的载流子散射由于越来越多的潜在波动的增加。另一方面，浅能级陷阱中心在间隙中的带尾和深能级陷阱中心，应增加由于网络的障碍和缺陷密度的增加，分别，从而提高载流子输运的捕获过程。此外，暗电导率的变化也有可能在费米能级的变化引起的缺陷的充电状态的不同的微观环境有关。4结论在这项工作中，在PECVD工艺气体温度在生长的薄膜的结构和光电性能的影响：H薄膜已使用多种表征技术研究。结果表明，气体的温度是工艺及薄膜性能的一个重要的参数优化。在Tg的变化可以通过在生长初期衬底修改成核位点的形态学特性和表面粗糙度的影响。用TG的增加，缺陷浓度明显下降，从ESR测量和拉曼光谱测量的非晶网络秩序是短程和中程尺度的改进。对氢掺入薄膜的红外传输信息的提取。虽然增加的Tg在薄膜中的总氢含量的影响不大，它限制的氢掺入粘聚氢化物的形状如微观因素显示，从而提高单氢化SiH，正是我们的愿望，在高品质的a-Si的比例：H薄膜。研究了薄膜的光学性质，介电函数的使用已获得的测量通过建立一四层的光学模型。在峰值位置的系统性变化，振幅和光学带隙在a-Si构造演化的指示：H薄膜非晶网络，包括放松和质量密度的增加。与此同时，越来越多的质量密度间接反映了空隙率的下降。最后，薄膜的电性能的已使用间隙单元配置研究。薄膜沉积在较高的Tg有更大的暗电导率和活化能较低。此外，对薄膜电性能的增强：H薄膜的强烈地依赖于它们的结构包网络秩序和氢键模式。图13暗电导率的活化能与组织因子R和缺陷浓度NS的相关性。5文献[1]WilliamMakotoNakamura,HidefumiMatsuzaki,HiroshiSato,YuukiKawashima,KazunoriKoga,MasaharuShiratani,Surf.Coat.Technol.205(2010)S241.[2]Y.Liu,J.K.Rath,R.E.I.Schropp,Surf.Coat.Technol.201(2007)9330.[3]R.M.Ambrosi,R.Street,B.Feller,G.W.Fraser,J.I.W.Watterson,R.C.Lanza,J.Dowson,D.Ross,A.Martindale,A.F.Abbey,D.Vernon,Nucl.Instrum.MethodsPhys.Res.A572(2007)844.[4]P.S.Shih,T.C.Chang,S.M.Chen,M.S.Feng,D.Z.Peng,C.Y.Chang,Surf.Coat.Technol.108–109(1998)588.[5]L.Boufendi,J.Gaudin,S.Huet,G.Viera,M.Dudemaine,Appl.Phys.Lett.79(2001)4301.[6]R.Martins,V.Silva,I.Ferreira,A.Domingues,E.Fortunato,Vacuum56(2000)25.[7]N.M.Liao,W.Li,Y.D.Jiang,Y.J.Kuang,K.C.Qi,Z.M.Wu,S.B.Li,Appl.Phys.A91(2008)349.[8]H.Fritzsche,M.Tanielian,C.C.Tsai,P.J.Gaczi,J.Appl.Phys.50(1979)3366.[9]A.Canillas,E.Bertran,J.L.Andújar,B.Drévillon,J.Appl.Phys.68(1990)2752.[10]R.A.Street,HydrogenatedAmorphousSilicon,CambridgeUniversityPress,Cambridge,1991.[11]NobuhikoIshii,TatsuoSh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snominal,becauseitisnotmeasureddirectly.ThetotalgasflowrateofSiH4was40sccm(standardcubiccentimeterperminute)inalldeposition.Thedepositionpressurewas60Paforallsamplesfabricated.Thesubstratetemperaturewasfixedat250°C.2.2.CharacterizationmethodToanalyzebondingformationinthea-Si:Hthinfilms,BrukerTensor27Fouriertransforminfraredspectroscopy(FTIR)apparatuswasusedatroomtemperature,andthemoistureintheenvironmentwascontrolledtoalowlevel(relativehumidityb70%).TheRamanspectroscopy,carriedoutinabackscatteringgeometryusingaJYHR800spectrometer,wasusedtostudythechangesoftheamorphoussiliconnetworkorderontheshortandmediumrangescales.Theincidentlaserpowerwassetbelow0.3mWandthebeamwasdefocusedoveracirclewithadiameterof2μmtoreducetheheatingeffectduetothelaserirradiationandhencetoimprovethemeasurementaccuracy.TheESRmeasurementwascarriedoutatroomtemperatureonaBRUKERESP4105spectrometerequippedwithdoublecavities,whichwasoperatedwithmicrowavepowerof20mW.TheAFM(SPA400)imageswereacquiredinthetappingmodeusingasiliconcantilever.Inaddition,themassdensitiesofthinfilmsaremeasuredusingfloatationmethod[8].Intheopticalanalysis,wehaveconsideredthedielectricfunctionε(Ε)ofa-Si:HthinfilmsusingSEmeasurement.SinceSEisanindirecttechnique,theε(Ε)spectraofsampleswerecalculatedthroughadatainversionprocedureinSE850spectroscopicellipsometerusingthepointpair(ψ,△),whereψdenotestheamplituderatioofthereflectancecoefficientsofthepolarizedlightparallelandperpendiculartotheincidenceplane,and△isthephaseshiftbetweenthetwocomponents.Inordertocalculatetheε(Ε)ofa-Si:Hthinfilms,aproperopticalmodelshouldbebuilt.Inourcase,opticalmodelconsistsofambient/surfaceroughnesslayer/bulklayer/substrate(K9glass).Thesurfaceroughnesslayerwasmodeledasamixtureof50%a-Si:H(ora-Si)bulklayerand50%voidsusingtheBruggemaneffectivemediumapproximation(EMA).Duringthemeasurement,thebestfitswereachievedbyminimizingthemeansquareerrorfunction.Opticaltransmissionmeasurementinultraviolet–visibleregionwasperformedusingaShimadzuUV-1700UV–Visspectrophotometer.Thedarkconductivityσ(T)ofthethinfilmwasmeasuredusingKeithley4200semiconductorcharacterizationsystemintheV/Iconfigurationwithaninputimpedancegreaterthan105Ω.ThetemperaturedependenceofdarkconductivitywasmeasuredusinganESPECESL-02KAhigh-lowtemperaturetestchamberwithtemperaturestabilitylessthan±0.1°C.Fig.1.SchematicconfigurationofthePECVDsystem.Resultsanddiscussion3.1.Structuralpropertiesofa-Si:HthinfilmsThroughAFMobservationstheinformationaboutthemorphologicalpropertiesofa-Si:Hthinfilmscanbeextracted.Inourcase,thescanisperformedona1μm×1μmareawiththetappingmode.InFig.2,wepresentthethree-dimensionalAFMimagesofthesamplesdepositedatTgofroomtemperature(RT),80°C,130°Cand160°C,respectively.ThereisanapparenttrendbylookingatthetopographiesinFig.2.WhenTgissetatRT,thelateralsizeoflumpismuchgreaterthanthatoftheotherthreesamples.TheAFMimageofTg=RThasthelargestsurfaceroughnesswithrootmeansquare(rms)roughnessof3.63nm.Sequentially,thermsvaluedecreasesfrom1.84nmto1.50nmasTgincreasesfrom80°Cto160°C.Thegrowthofthinfilmsshouldundergotwodifferentstages,theislandgrowthandthecoalescence.AccordingtoDrevillonandco-workers,bythetimethatthecoalescenceoccursthesurfaceroughnessisessentiallyunchangedasthethinfilmcontinuestogrow[9].Asaresult,thedifferenceinsurfaceroughnessisascribedtothemodificationofnucleationsitesduetodifferentTg.ESRisoneofthefewexperimentswhichgivestructuralinformationaboutdefects[10].Fig.3givesthefirstderivativeofthenormalizedESRabsorptionspectrumofa-Si:HthinfilmsdepositedatdifferentTg.Theelectronicspindensity(Ns)andthegfactorsareshownintheinset.Itcanbeseenthatthegvaluesofalla-Si:Hthinfilmsarenear2.0055.Boththeoreticalcalculationandexperimentalevidencerevealthatthegvalueof2.0055originatesfromthedanglingbondinamorphousnetwork[11],insteadofthefivefold-coordinatedsiliconatomthatalsoisreferredasthefloating-bond.AsshowninFig.3,Nsdecreasesfrom1.1×1017cm−3to3.4×1016cm−3asTgincreasesfromRTto160°C.ItshowsthattheincreaseofTgcanreducethedanglingbondsina-Si:Hthinfilmstoalargeextent.Ramanscatteringhasbeenextensivelyusedtoestimatetheevolutionofnetworkstructureduetoitsintensitysensitivetothestructuraldisorderinsolids.AsshownintheinsetofFig.4,theRamanspectrumofa-Si:Hthinfilmconsistsofseveralvibrationalmodes.Thebandatabout150cm−1,associatedwithtransverse-acoustic(TA)vibrationalmodes,isproportionaltothedensityofdihedralanglefluctuations,reflectingthemedium-rangeorder(MRO)ofamorphousnetwork[12].TheTOphononbandataboutωTO=480cm−1issensitivetotheroot-meansquarebond-anglevariationΔθ[13].AshiftofTObandpositiontowardhigherfrequenciesandadecreaseinthepeakwidth(ΓTO)areconsistentwiththeincreaseintheshort-rangeorder(SRO).Moreover,severalcomputationalstudiesshowthattherelationbetweenΓTOandtheSROcanbequantified.Onthebasisonthecontinuousrandomnetworkmodel,Beemanetal.haveobtainedalinearrelationΓTO=15+6Δθ,whichisoftenusedbyexperimentaliststodetermineΔθfromRamanmeasurements[14].Thepresenceofthelongitudinalacousticband(LA)at300cm−1andthepresenceofthelongitudinalopticalband(LO)at410cm−1arerelatedtothecoordinationdefectsinthinfilms,andthemoredefectsthelargervaluesofILA/ITOandILO/ITOratio[15],whereIstandsfortheintegralintensityofthecorrespondingvibrationalmode.Thepeaksataboutω2LA=610cm−1andω2TO=960cm−1areovertonesofthemaina-SiωLAandthemaina-SiωTO,respectively[16].Inourcase,theRamandatabetween600cm−1and1000cm−1arenotanalyzedduetotheoverlapofovertones.TheRamanspectraofa-Si:HthinfilmsdepositedatdifferentgastemperaturesareshowninFig.4.ItcanbeseenthatallthethinfilmsstudiedherehavetypicalRamanfeaturesofa-Si,namely,thebroadTOpeakatapproximately480cm−1.TheTOpeakpositionshiftsby3.61cm−1withtheincreaseofTgbutisstillintheamorphousregion.Ontheotherhand,ΓTOdecreasesby1.18cm−1.ThisresultindicatesthattheincreaseofgastemperatureleadstotheimprovementofSROina-Si:Hthinfilmsbutnottothecrystallization.Inaddition,itisreportedthattheshiftofωTOalsodependsontheintrinsicstressinthethinfilms[17].AccordingtothechangesinΓTO,theΔθhasbeenestimatedtodescribequantitativelythevariationofSRO.Fig.3.DerivativeESRspectraofa-Si:HthinfilmsdepositedatdifferentTg,thedataintheinsetcorrespondfromtoptobottomtoTg=RT,80°C,130°C,and160°C,Fig.4.Ramanspectraofa-Si:Hthinfilmsdepositedatdifferentgastemperatures;theinsetisatypicalRamanspectrumofa-Si:HanditsGauss-deconvolution.Fig.2.Three-dimensionalAFMimagesofa-Si:HthinfilmsdepositedatdifferentTg.(a)RT,rms=3.63nm,d=500.26nm;(b)80°C,rms=1.84nm,d=503.88nm;(c)130°C,rms=1.69nm,d=525.69nm;and(d)160°C,rms=1.50nm,d=681.93nm.ThethicknessdisobtainedfromtheSEmeasurement.AsshowninTable1,thereisadecreaseinthevalueofΔθfrom6.95oto6.75owiththeincreaseofTg.Stolketal.[18]showthatbymeasuringcarrierlifetime,itispossibletorelatetheconcentrationNsofdefectsina-Si:HtothechangeofΔθ.AsshowninFig.5,thereisanevidentpositivecorrelationbetweenΔθandNs.Wespeculateherethatwhenlargerbondangledeviationoccurs,theformationofdefectsisnecessaryforenhancingthestabilityandloweringthestrainenergyofamorphousnetwork.Asmentionedabove,themoredefectsamorphousnetworkgeneratesinthinfilms,thelargerbothILA/ITOandILO/ITOfromRamanmeasurementare.However,whatisinterestinghereisthatthevariationofILA/ITOisoppositetothatofILO/ITOinourexperiment.AsshowninTable1,withtheincreaseofTgfromRTto160°CILA/ITOdecreasesby0.176cm−1whileILO/ITOincreasesby0.144cm−1.Fortheaboveabnormalbehavior,theexactreasonisunclearatpresentandneedsafurtherstudy.Finally,theintensityratioITA/ITOdecreasesby0.022cm−1asTgincreasesfromRTto160°C,whichisindicativeoftheimprovementofMRO.Recently,thecalculationofR.L.C.Vinketal.[19]using1000-atomconfigurationsshowsthattosomedegree,ITA/ITOdependsonΔθwhichisrelatedtoSRO,andthereisanapproximatelylinearrelationbetweenITA/ITOandΔθ.ButthislinearrelationshipisnotapparentinourexperimentasshowninFig.5.Thehydrogenina-Si:Hthinfilmisakeyfactorfordeterminingthepropertiesofmaterials.Comparedtothesiliconinnetworkthathasarigidnon-equilibriumstructure,thehydrogenhasdifferentbondingpropertiesduetoamoremobileequilibriumstructure.Theinformationonthedifferenttypesofhydrogenbondingcanbeextractedfromtheinfraredspectroscopy.ThephononmodesofSi\Hbondsina-Si:Hoccurinthreeenergybands[20]:(i)awaggingmodeat630cm−1whichisalwayspresent,(ii)adoubletin800–900cm−1whoseshapeandintensitydependondepositionconditions,and(iii)modesinrange2000–2100cm−1.Fig.6showsasetofIRtransmittancespectraforsamplespreparedatdifferentgastemperatures.Letusnowconsiderthebandat630cm−1first.ItisobservedthatitsintensitydecreasesslightlywiththeincreaseofTg.ThestudyofShanksetal.[10]revealsthattheintegratedintensityofthisbandisthebestmeasureofhydrogenconcentrationbuttheotherlinesarelessreliable.Consequently,thehydrogencontentCHina-Si:Hthinfilmscanbecalculatedviawhereβistheabsorptioncoefficient,andN=5.0×1022/cm−3istheatomicdensityofcrystallinesilicon.A640isaconstantvaryingastheinverseoftheoscillatorstrength.A640=2.1×1019cm−2isthevalueobtainedbyLangfordetal.[21]andiscommonlyusedfora-Si:Handnc-Si:H.OurcalculationshowsthattheCHdec