УДК 621.315.592:539.213:621.382.56
БУДАГЯН Б.Г.,
ШЕРЧЕНКОВ А.А., ГОРБУЛИН Г.Л.,
БЕРДНИКОВ А.Е., ЧЕРНОМОРДИК В.Д.
НОВАЯ ВЫСОКОСКОРОСТНАЯ ТЕХНОЛОГИЯ
ФОРМИРОВАНИЯ СПЛАВОВ a-SiGe:H ДЛЯ ЦЕЛЕЙ
ЭЛЕКТРОННОЙ ТЕХНИКИ
Московский институт электронной техники, 103498, Москва, К-498, тел.: (095) 5329932, fax:
(095) 5302233, е-mail: budaguan@ms.miee.ru
В настоящее время проводятся исследования сплавов a-SiGe:H с шириной
запрещенной зоны меньшей, чем у a-Si:H. Такой материал, применяемый в
тандемных
солнечных
элементах,
позволяют
повысить
эффективность
использования солнечного спектра и стабильность их характеристик. Однако
введение Ge в a-Si:H. приводит к ухудшению электронных свойств материала, что
может быть обусловлено несовершенством технологии. Технология формирования
тонких пленок a-SiGe:H должна обеспечивать высокие скорости осаждения
активных фотопроводящих слоев для уменьшения деградации во время осаждения
ранее сформированных слоев. Ранее показано [I], что пленки a-Si:H с высокими
свойствами могут быть получены высокоскоростным методом осаждения в
низкочастотном (55 кГц) тлеющем разряде. В данной работе этот метод осаждения
впервые использовался для формирования фотопроводящих a-SiGe:H слоев. Пленки
a-SiGe:H осаждались при содержании GeH4 в смеси с SiH4 (RGe) от 0 до 44,5%.
Температура подложек изменялась от 175 до 275 0С.
Варьирование RGe позволяет изменять оптическую ширину щели Eg в
диапазоне 1,7-1,25 эВ. Обнаружено, что Eg линейно уменьшается с увеличением
содержания Ge в пленке до RGe=27,5%, после которого наблюдается небольшое
изменение наклона кривой зависимости. Уменьшение Eg с увеличением RGe
приводит вначале к уменьшению d300 и ph и сдвигу уровня Ферми к середине
запрещенной зоны. При Eg=1,63 эВ отношение фотопроводимости к темновой
проводимости при комнатной температуре ph/d300 имеет значение того же порядка,

что и для a-Si:H. Таким образом, полученные нами пленки обладают высокой
фотопроводимостью. При дальнейшем уменьшении оптической ширины
запрещенной зоны ph практически не зависит от Eg, в то время как d300
увеличивается в соответствии с уменьшением энергии активации темновой
проводимости.
Согласно ИК спектрам для a-SiGe:H сплавов вначале наблюдается увеличение
интенсивности пика поглощения связей Ge-H типа растяжение-сжатие и
уменьшение пика поглощения связей Si-H типа растяжение-сжатие. Это означает,
что введение GeH4 в газовую смесь приводит к замене Si-H связей на Ge-H. В тоже
время в этом диапазоне концентраций Si-Hn связи доминируют и контролируют
общее количество водорода в a-SiGe:H пленке. При RGe, больших 27,5%, появляется
пик поглощения связей Ge-Hn типа растяжение-сжатие, соответствующие
кластерированным связям Ge-H, концентрация которых возрастает при дальнейшем
росте содержания Ge-H4 в газовой фазе.
Изменение ИК спектров с изменением содержания Ge отражает эволюцию
микроструктуры a-SiGe:H, контролирующей электронные свойства материала.
Небольшое изменение наклона зависимости оптической ширины запрещенной зоны
от содержания Ge-H4 в газовой фазе связано с появлением кластерированных Ge-Hn
связей при RGe≥27,5%. Обнаружено, что при RGe≤27,5% фотопроводимость пленок
уменьшается, что связано с заменой Si-H связей на Ge-H. В тоже время не
наблюдается заметных изменений d300 и энергии активации темновой
проводимости. Это означает, что в этом диапазоне концентраций плотность
рекомбинационных центров возрастает за счет дефектов, обусловленных Ge. При
RGe≥27,5% происходит насыщение ph, в то время как d300 увеличивается, а энергия
активации темновой проводимости уменьшается. Согласно данным ИК
спектроскопии это связано с формированием микроструктуры a-SiGe:H пленок,
обусловленной Ge-Hn связями.
Атомная силовая микроскопия показала, что для всех исследованных образцов
наблюдается микроструктура островкового типа. С увеличением содержания GeH4 в
газовой фазе средний диаметр островков Dav незначительно возрастает, что связано
с заменой Si-H связей на Ge-H. Более значительное увеличение наблюдается, когда

происходит образование кластерированных связей Ge-Hn. Связь между Dav и
интенсивностью полос поглощения, обусловленных колебаниями связей Ge-H и Ge-
Hn типа растяжения-сжатия, означает, что микроструктура, обусловленная Ge-H,
ответственна за увеличение Dav на поверхности a-SiGe:H пленок. Принимая во
внимание, что микроструктура наших пленок имеет островковый характер, можно
предположить, что Si-Hn и Ge-Hn кластерируются на поверхности островков и не
влияют на величину оптической ширины запрещенной зоны, в тоже время
формирование Ge-Si связей в объеме островков, приводит к уменьшению Eg.
Исследование зависимостей темновой проводимости d300 и энергии активации
темновой проводимости Ea от Eg показало, что первоначальное уменьшение Eg,
связанное
с
увеличением
RGe сопровождается уменьшением d300 и
соответствующим увеличением Ea. Дальнейшее уменьшение Ea приводит к
противоположному изменению этих параметров. Изменение поведения электронных
параметров связано с изменением общего содержания водорода и прежде всего
концентрации Si-Hn связей. Это означает, что Si-Hn микроструктура контролирует
распределение плотности состояний (ПС) в середине запрещенной зоны и
положение уровня Ферми. Уменьшение Eg с увеличением содержания германия
сопровождается также уменьшением величины и увеличением энергии Урбаха
(E0). Согласно данным ИК спектроскопии увеличение E0 и уменьшение связано
с заменой связей Si-H связями Ge-H. Это в свою очередь приводит к формированию
дефектов, обусловленных Ge. Анализ зависимостей Ea, d300 и E0, от Eg
указывают на то, что Si-Hn микроструктура контролирует положение уровня Ферми,
в то время как дефекты, вызываемые Ge, определяют плотность рекомбинационных
центров и фоточувствительность пленок.
Установлено, что Eg практически не изменяется при уменьшении Ts от 275 до
2250С и незначительно уменьшается до 1,47 эВ при дальнейшем уменьшении
температуры до 1750С. Коэффициент В в графике Тауца уменьшается при
уменьшении Ts, что свидетельствует об увеличении беспорядка в a-SiGe:H.
Уменьшение Ts приводит к уменьшению как т, так и ф, однако уменьшение т
более значительно, что обуславливает увеличение фоточувствительности. Анализ
показал, что подобное поведение т связано с уменьшением плотности состояний на

краю зоны проводимости, что согласуется с уменьшением коэффициента В. По
данным ИК спектроскопии с уменьшением Ts наблюдается сдвиг пиков полос
поглощения, обусловленных SiH и SiH2 связями, в область больших частот, что
свидетельствует о кластерировании этих связей. Принимая во внимание
островковый характер наших пленок, можно предположить, что увеличение
содержания SiH связей происходит на поверхности островков.
Моделирование фотопроводимости в зависимости от температуры и скорости
генерации позволило определить распределение плотности состояний в щели a-
SiGe:H. Показано, что с изменением Ts плотность состояний существенно не
меняется, что может быть обусловлено наличием ионной бомбардировки
поверхности роста в данном методе.
Таким образом, контроль микроструктуры a-SiGe:H пленок, осаждаемых в
низкочастотной (55 кГц) плазме тлеющего разряда, за счет выбора технологических
параметров позволяет управлять распределением ПС и фоточувствительностью
формируемого материала.
Работа выполнена при поддержке грантов Минобразования РФ 107-ГБ-53-Б-
МФХ, 922-ГБ-53-Г-МВ, 935-ГБ-53-Г-МВ.
1. B.G.Budaguan, et all. A.A.Sherchenkov, D.A.Stryahilev, A.Yu.Sazonov,
A.G.Radoselsky, V.D.Chernomordik, A.A.Popov, and J.W.Metselaar, J. Electrochem.
Soc. 145, 2508 (1998).