RAPORTUL STIINTIFICO-TEHNIC LA CONTRACTUL 68/2014

Faza 2016

Din punct de vedere istoric, cercetarea si dezvoltarea dispozitivelor electronice din semiconductorii compusi III-V este asociata cu dezvoltarea fibrelor optice cu pierderi minime in domeniul de lungimi de unda determinat de proprietatile fizice ale acestor semiconductori. [1]. Deplasarea pierderilor pe fibra optica catre lungimi de unda mai mari pornind de la 0.8µm care s-a realizat in ultimii patruzeci de ani a schimbat si interesul stiintific pentru un anumit tip de material. Chiar daca comunicatiile optice de astazi sunt acordate pe 1.55µm, urmatoarea generatie de sisteme trebuie sa fie operationala dincolo de aceasta lungime de unda. Aceasta perspectiva se datoreaza faptului ca dezvoltarile recente ale fibrelor optice au aratat potentialul unei clase de fibre nonsilica pentru aplicatii de comunicare optica a caror pierderi minime se afla in domeniul (2÷4)µm. Spre exemplu, sticlele de tip floruri de metale grele se pare ca au atenuarea minima la 2.55µm cu o pierdere cu una sau doua ordine de marime mai mica decat fibrele optice in baza silicati. Acest lucru este important de vreme ce la lungimi de unda mai mari, pierderea datorita imprastierii Rayleigh se reduce in mod semnificativ. In acelasi timp, exista un efort constant in cercetarea de sisteme de noi materiale pentru a fi folosite ca surse si detectori care sa functioneze in domeniul spectral (2÷4)µm. In acest sens, printre compusii semiconductori III-V, GaSb prezinta un interes particular ca substrat semiconductor din cauza faptului ca parametrul sau de retea se potriveste cu solutiile solide ternare si cuaternare ale compusilor III-V, a caror banda interzisa acopera un domeniu spectral intins dela ~0.3 la 1.58 eV adica 0.8÷4.3µm. Deasemenea, este posibila detectia la lungimi de unda mai mari (ex: 8÷14 µm) cu absorbtia intre sub-benzi in super-retelele in baza Stibiu. Aceste caracteristici au stimulat cercetarea fundamentala ca si cea aplicativa legata de fabricarea dispozitivelor in baza GaSb. Din punctul de vedere al dezvoltarii dispozitivelor, structurile de GaSb au aplicatii potentiale in diode laser cu tensiune de prag mica, fotodetectori cu eficienta cuantica ridicata, dispozitive de frecventa ridicata, super-retele cu proprietati optice si de transport stabilite, celule de sustinere in aranjamente de celule solare tandem cu eficienta imbunatatita a sistemelor fotovoltaice si celule termofotovoltaice (TPV) de eficienta ridicata. Dintre proprietatile de material ale GaSb, despicarea spin-orbita a benzii de valenta este aproape egala cu banda de energie interzisa in GaSb, ceea ce conduce la coeficienti de ionizare ridicati ai golurilor. Acest fapt determina imbunatatirea semnificativa a raportului semnal/zgomot la λ> 1.3µm in fotodiodele de tip avalansa din GaAlSb crescute pe GaSb. Deasemenea se asteapta ca GaSb sa aiba o mobilitate electronica limitata de retea mai mare ca GaAs, fapt care determina aplicatia in domeniul dispozitivelor de microunde. In alta ordine de idei,Stibiura de Galiu (GaSb) si dispozitivele semiconductoare din compusi III-V au aplicatii potentiale importante atat civile cat si militare in domeniul optoelectronicii in regiunile spectrale (2÷5) µm si (8÷14) µm. Parte a acestor aplicatii sunt: senzori de imagine in IR pentru rachete si sisteme de supraveghere (retele in plan focal), detectori de incendiu si monitorizare a poluarii mediului. In acest ultim caz, lungimile de unda de absorbtie pentru cateva gaze industrial cat si pentru vaporii de apa se afla in domeniul spectral de infrarosu apropiat pentru care compusii in baza GaSb sunt indicati. Astfel, exista aplicatii

precum: monitorizarea puritatii gazului si detectarea urmelor in amestecuri de gaze corozive precum HCl in procesarea semiconductorilor; monitorizarea in situ a corodarii in plasma; detectia prezentei gazelor intamplatoare spre exemplu HF si H2S in instalatiile chimice, monitorizarea fluxului de gaze in casele verzi; masuratori de specii care se aprind in combustia microgravitationala si determinari de umiditate. Este bine sa specificam ca aliajele in baza Sb pot avea aplicatii biologice si medicale in domeniul IR apropiat. In acelasi timp detectorii IR in domeniul 8÷14 µm bazati pe super-retele tip GaAlSb/AlSb si InAs/InGaSb ca si InAsSb sunt competitori importanti pentru detectorii de HgCdTe folositi acum.

GaSb este in prezent un material important pentru studiile fundamentale legate de proprietatile fizice. Din cauza proprietatilor de structura a benzii, GaSb este un material ideal pentru studiul proceselor de recombinare Auger. GaSb dopat cu Sulf este singurul compus binar III-V care prezinta o concentratie ridicata de donori legata de capcanele adanci (cunoscute ca centrii DX) la presiune atmosferica. Prin urmare, este materialul cel mai potrivit pentru studiul comportarii acestor centrii metastabili fara a fi nevoie de presiuni inalte sau efecte de largire in aliaje, situatii intalnite in aliaje binare si ternare III-V. Din cauza prezentei unei concentratii ridicate de acceptori nativi in GaSb in materialul crescut si nedopat intentionat, acesta este un sistem interesant pentru studiul efectelor de compensare a impuritatilor. Aspectele caracteristice tehnologiei precum si studiul proprietatilor de material in cazul semiconductorului GaSb, suntprezente in literatura de specialitate in cantitate mai mica comparativ cu alticompusi III-V, precum: GaAs, GaP, InSb, InP. In ceea ce priveste proprietatile de baza pentru GaSb, putem mentiona in primul rand ca GaSb nedopat este intotdeauna de tip p indiferent de metoda si conditiile de crestere. Informatia adunata in peste cincizeci de ani de munca a fost dedicata intelegerii naturii si originii acceptorilor reziduali a caror prezenta constituie factori de limitare atat pentru studiile fundamentale cat si pentru aplicatiile de dispozitiv. Prezenta acceptorilor reziduali avand o concentratie de ~1017 cm-3este legata de defectele de retea cum ar fi vacanta de galiu (VGa) si situarea galiului in pozitia stibiului (anti-site, GaSb) si care sunt dublu ionizate. Exista incercari de reducere a concentratiei de acceptori reziduali prin cresterea cristalelor din solutii solide nestoichiometrice. Deasemenea, cresterea straturilor epitaxiale de GaSb prin epitaxia din faza lichida (LPE) si epitaxia in fascicul molecular (MBE) in conditii de exces de Sb, au aratat ca exista o reducere substantial a concentratiei de acceptori naturali si cresterea mobilitatii golurilor. Toate aceste realizari ale calitatii monocristalelor de GaSb din punctul de vedere al proprietatilor electrice de transport au determinat prezenta pe piata de semiconductori a unor cristale care se constituie in substraturi bune pentru obtinerea dispozitivelor, in cazul nostru al dispozitivelor fotosenzitive. In momentul de fata, datele de tehnologie pentru aplicatiile pe GaSb sunt intr-un stadiu de acumulari cantitative si calitative in literatura de specialitate. Cercetarile sunt axate atat pe obtinerea unor materiale de calitate pentru cresteri de cristale cat si pe intelegerea proprietatilor fundamentale electronice si fotonice adaptate unei structuri de dispozitiv. Din acest punct de vedere prezentul studiu este axat pe prezentarea unor solutii de rezolvare a problemelor tehnologice privind: 1-contactul ohmic AuGeNi/GaAs, AuGeNi/GaSb cu extensia AuGe/GaSb; 2- analiza comparativa a calitatii oxidului de pasivare obtinut prin diferite procedee si anume : oxidare pe plita termostata; oxidare folosind lampa cu incandescenta in comparatie cu depunerea prin magneton-sputtering a unui oxid de HfO2; 3- analiza combinata de profilare in adancime a contactului AuGeNi/GaSb prin metodele : retroimprastiere

Rutherford (RBS), GDEOS (analiza in plasma de descarcare ) si corodare controlata prin XPS in fascicul de Ar+; 4- caracterizarea din punct de vedere electric si optic a structurilor de tip homojonctiune : Al/P-GaSb(:Zn)/N-GaSb(:Te)/AuGe si Schottky Al/Oxid (Ga2O3-Sb2O3)/N-GaSb(:Te)/AuGe.

Aspectele legate de calitatea contactului ohmic AuGeNi/n-GaAs(110) au determinat directia de realizare experimentala si analiza comparativa de tip XPS pentru contactul ohmic AuGeNi/n-GaSb (100). In acest sens, GaAs este considerat de mai mult timp semiconductorul de baza din cadrul compusilor III-V atat in ceea ce priveste dezvoltarea tehnologica cat si aplicatiile de dispozitiv, in special pentru cele optoelectronice cum ar fi: Led-urile IR, laserii cu semiconductori (Ex: heterostructura AlGaAs/GaAs) sau Celulele solare ( Ex: celule solare din AlGaAs/GaAs folosite in aplicatii terestre la factor de concentrare al luminii solare ridicat ori in aplicatiile din spatiul cosmic datorita unui grad mai ridicat de rezistenta la radiatii fata de celulele uzuale din Si). Un element cheie in tehnologia pe GaAs cu extindere pe compusii III-V, este legat de obtinereacontactelor ohmice de calitate. Acest lucru este datorat faptului ca suprafata GaAs este acoperita adesea de un strat de oxid instabil din punct de vedere chimic. Initial dezvoltate pe baza incercarilor experimentale, contactele aliate de tip AuGeNi pe GaAs sau GaSb raman cele mai raspandite in realizarea dispozitivelor. Acest sistem metallic AuGeNi este caracterizat de rezistenta de contact redusa, stabilitate termica buna atat in procesul de fabricare cat si in functionarea dispozitivului, aderenta buna la suprafata semiconductorului cat si rezistenta metalica de suprafata mica.[2]. In GaAs, atomii de Au avanseaza in vacantele de Ga din n-GaAs datorita solubilitatiimari a Ga-ului in Aur. Germaniul actioneaza drept element de dopaj, difuzand in pozitiile de retea legate de vacantele de Ga, dand nastere astfel unui strat intermediar de semiconductor de tip n puternic dopat care permite mecanisme de tunelare care conduc la comportarea ohmica. Nichelul actioneaza ca si un catalizator in timpul procesului de aliere pentru a imbunatati stabilitatea si uniformitatea termica si mecanica cat si pentru reducerea rugozitatii la suprafata [3]. Toate aceste considerente privind pozitionarea atomilor de Au, Ge, Ni in GaAs consideram ca se pot extinde si la reteaua GaSb. Experimental s-a observant cum calitatea contactului este afectata totusi, de reactiile chimice si de difuzie care au loc in timpul alierii datorita reactiilor extinse dintre Au, Ge, Ni si substratul de GaAs.Studiul experimental prin tehnica XPS privind variatia in adancime a compozitiei chimice a stratului de AuGeNi cat si a interfetei AuGeNi/GaAs (pe fata (110) clivata recent) reprezinta un element de noutate in literatura de specialitate [4]. Principalul obiectiv a fost legat de stabilirea compozitiei chimice precum si punerea in evidenta a proceselor de interdifuzie in filmul de AuGeNi la interfata cu n-GaAs, iar informatiile legate de comportarea sistemului AuGeNi/n-GaAs au fostfolosite nuantat in studiul sistemului AuGeNi/n-GaSb. Probele au fost preparate prin evaporarea din filament in vid inalt (p~ 10-7 mbar) a unui aliaj AuGeNi (Au84%-Ge12%-Ni4%) pe o suprafata clivata de n-GaAs(110). Proportiile de masa Au 84%, Ge 12%, Ni 4% se deplaseaza catre concentratiile atomice cele mai apropiate respectiv, Au 65%, Ge 25%, Ni 10%. Aceasta conversie este utila pentru analiza XPS, deoarece prin aceasta tehnica se masoara concentratiile atomice. Latimea suprafetei de depunere a fost de 1000 µm, iar suprafata de n-GaAs(110) a fost clivata inaintea evaporarii metalelor in conditii de vid inalt (p~ 10-7 mbar). In aceleasi conditii, pe suprafata clivata s-a depus filmul metalic avand o grosime estimate la 200 nm, valoare uzuala pentru contactele ohmice in dispozitivele pe GaAs si GaSb. Preparea contactului ohmic include un

tratament termic in cursul caruia proba este incalzita la 4300 C pentru t=5 minute intr-un cuptor in conditii de vid scazut la presiunea p~ 10-2 mbar. Compozitia chimica a stratului de AuGeNi cat si a interfetei metal/semiconductor a fost analizata intr-un sistem XPStip SPECS. Sursa de raze X este o sursa monocromatica XR50M functionand la 300W, 15kV avand radiatia de energie 1 486.6 ev (Al Kα) si o semilargime la semiinaltime (FWHM) de 0.3 eV, spotul de RX fiind mai mic decat suprafata analizata. Spectrometrul SPECS are la baza un analizor semisferic PHOIBOS 150 cu rezolutia 0.44 eV (definite ca FWHM pentru linia spectrala Ag 3d5/2). Liniile spectrale C 1s, O 1s, Ga 3d, Ga 2p, As 3d, As 2p, Au 4f, Ge 3d, Ni 2p au fost inregistrate cu o energie de trecere de 20 eV cu pasul de 0.05 eV. Fiecare etapa de masuratori XPS a fost urmata de o corodare timp de t= 5 min. in fascicul de ioni Ar+, folosind tunul ionic IQE11/35 la tensiunea de accelerare de 3 kV. In aceste conditii, viteza sau rata de corodare a fost estimata la 15Å/min, realizandu-se 18 etape de corodare. Spectrele XPS inregistrate au fost procesate folosind software-ul Spectral Data Processor v 2.3 (SDP). Fitarea datelor experimentale s-a facut folosind functiile Voight si metoda Shirley de extragere a fondului. Pentru analizele cantitative au fost folositi factorii de senzitivitate furnizati de firma producatoare SPECS. Compozitia chimica a stratului metalic AuGeNi a fost caracterizata prin metoda XPS initial, si apoi dupa fiecare etapa de corodare controlata in facicul de ioni de Ar+. Pe suprafata initiala s-au gasit urme accidentale de Carbon si Oxigen, pe langa cantitatile mici de Au si Ge. Atomii de Ga si As sunt deasemenea prezenti pe suprafata, concentratia de Ga este neastepatat de ridicata, factor pus pe seama intervalului indelungat de tratament termic care favorizeaza difuzia Ga-ului catre suprafata. In primele straturi dela suprafata Ga-ul se afla in stare complet oxidata, iar pe langa oxidul de Ga sunt prezente cantitati ridicate de oxid de As si Ge, componenta metalica fiind mai mare decat cea de Ga. Aurul se gaseste in stare metalica in timp ce Nichelul nu difuzeaza in straturile superficiale ale probei. Cantitatile accidentale de Carbon si Oxigen se gasesc la suprafata in concentratiile atomice de 22.4% si respectiv34%. Dupa primele doua corodari semnalul liniiei de Carbon, C1s, care corespunde legaturilor C-C (284.8 eV), C-H (286.6 eV) si respectiv unei legaturi complexe O-C-O, C=O (289.1 eV), dispare. Spectrul Oxigenului O1s, este fitat de patru componente centrate dupa cum urmeaza: 533 eV ( asociat cu apa adsorbita); 531.05 eV (atribuit catre Ga2O3); 531.6 eV (asociat cu As2O3) si 532 eV ( legat de GeO2). In urma primului process de corodare ramane vizibil doar picul asociat oxidului de galiu, iar semnalul de O 1s scade lent.

Fig.1 Concentratiile atomice relative pentru Au, Ge, Ni (liniile solide sunt teoretice)

Se observa ca interfata metal/semiconductor apare in mod evident dupa o sesiune de aproximativ 17 corodari succesive. Stratul masiv metalic este un amestec de Ga, As, Au Ge si Ni, iar concentratiile atomice relative de Au, Ge, Ni sunt prezentate in Fig.1. Dupa cum se poate observa toate cele trei componente, respectiv Au, Ge, Ni au o comportare constanta una fata de celelalte doua, iar in urma tratamentului termic s-a ajuns la omogeneitate in stratul metalic. Dupa corodarea a 15-a , incepe sa se puna in evidenta interfata metal/GaAs. Astfel, concentratiile de Au si Ge incep sa scada drastic in comparative cu concentratia de Ni. Prezenta Nichelului este benefica la interfata, deoarece Ni actioneaza ca agent de umectare. Difuzia Ni in GaAs determina o scadere a potentialului termodinamic Gibbs care conduce astfel, la imbunatatirea difuziei Ge-ului in GaAs. Nichelul contribuie deasemenea la imbunatatirea omogeneitatii si uniformitatii alierii in stratul metalic. Profilul de adancime al stratului de AiGeNi si interfata cu n-GaAs apare in Fig. 2.

Fig. 2 Profilul de adancime (compozitia chimica) al stratului de contact ohmic

Se poate observa ca in timp ce concentratia de As tinde sa cresca constant, concentratia de Ga are o alta comportare, respectiv, este mai mare in primele straturi, apoi scade la un minim de 35% si apoi din nou creste. Ultima etapa de crestere a concentratiei de Ga este explicata prin scaderea concentratiei de Au, care este indepartat mai puternic depe suprafata prin corodarea ionica. In legatura cu Ni si Ge se poate spune ca aceste elemente difuzeaza adanc in n-GaAs. In cazul particular al GaAs, raportul Ga/As tinde catre 1.5 mai degraba decat spre raportul stoichiometric, existand probabil o indepartare preferentiala As de la suprafata cat si o pierdere posibila a As datorita evaporarii in timpul tratamentului termic. In ciuda acestui fapt, difuzia Ga-ului catre suprafata stratului metalic este puternica, explicatia fiind legata de valoarea mare a coeficientului de difuzie a Ga in Au (10-12 cm2/s) si a efectului de captura a Au-lui peste Ga,mai bine zis ca o afinitate de captura a Au-lui de care Ga [5]. Important pentru comparatia pe care o realizam cu cazul AuGeNi/n-GaSb este comportamentul chimic al Ga-ului care a fost analizat prin inregistrarea spectrelor XPS Ga 3d si Ga 2p. Se poate vedea din Fig.3ca spectrul XPS Ga 3d este apropiat de linia O 2s, ceea ce face interpretarea mai dificila.

Fig.3 Spectrele XPS pentru linia Ga 3d in timpul experimentului : (a) inainte de corodare ; (b) dupa corodarea a 3-a; (c) la interfata

La inceput, Ga este aproape complet oxidat, dar dupa corodarea suprafetei cu ioni Ar+, componentele metalice au semnal de intensitate mai mare, iar componenta oxidica scade pana cand ramane vizibila doar starea metalica. In acest sens, atribuirea energiilor de legatura este: picul de la 20.3 eV pentru Ga2O3 iar cel de la 18.4 eV pentru Ga metalic [6].In straturile superioare este improbabila existenta semiconductorului GaAs (fapt valabil si pentru GaSb), dar la interfata precum si in etapele finale ale corodarii ionice, energia de legatura pentru Ga 3d se deplaseaza catre valori mai mari, respectiv:(19.1÷ 19.2) eV corespunzand GaAs pur supus unui bombardament ionic [7]. Atomii de Ga sunt principalii responsabili pentru fixarea oxigenului in profunzimea stratului de contact si cel mai probabil oxidarea Ga-ului apare in timpul tratamentului termic. Astfel, prezenta oxidului de Ga este observata in prima treime a grosimii stratului metalic depus. In ceea ce priveste comportarea As-ului, prezenta oxidului de As dispare dupa prima etapa de corodare iar in apropierea interfetei energia de legatura pentru As 3d (40.8 eV) corespunde semiconductorului, in timp ce in strat, energia de legatura de 41.1 eV corespunde starii metalice. Comportare Ge-ului este asemanatoare altor metale, respectiv inaintea corodarii ionice spectrul Ge 3d este compus din doua picuri: primul la energia de legatura de 29 eV si al doilea la 32.2 eV. Prima componenta este atribuita Ge elemental in proportie de 32% din aria totala a picului iar a doua componenta este legata in proportie de 68% de Ge oxidat (Ge2O3). In ceea ce priveste comportarea la corodarea ionica, se observa disparitia semnalului dat de oxidul de Ge astfel incat dupa primul pas de corodareramane numai componenta de Ge metalic. In timpul masuratorilor Ge-ul prezinta o comportare stationara atat pentru energiile de legatura cat si pentru semilargimea picurilor, dupa cum se poate observa in Fig.4.

Fig.4 Spectrele XPS pentru liniile Ge 3d inainte de corodare (a) si la interfata metal/semiconductor (b)

Informatiile spectrale indica energiile de legatura de: 28.9 si 29 eV in timp ce semilargimea este FWHM : 1.5 ± 0.05 eV, neobservandu-se alte combinatii chimice pentru Ge. In literatura [8] se considera ca formarea compusilor chimici GeAs2 si Ni3Ge ar putea produce o rezistenta de contact mare cu degradarea parametrilor ohmici de contact ( de observat ca in cazul GaSb experienta tehnologica ne-a condus pentru dispozitive cu parametrii PV masurabili catre un cantact ohmic AuGe/n-GaSb). Cele doua componente semnalate au energii de legatura de 29.7 eV (GeAs2) si respectiv 29.1 eV (GeNi3) si nu a fost semnalata prezenta lor experimentala, orice incercare de fitare pentru spectrele Ge 3d cu mai mult de un pic in zona contactului, da rezultate nesatisfacatoare. Semnalul de Ni nu este vizibil in primele straturi de la suprafata dupa cum rezulta din inregistrarile semnalului de Ni 2p3/2. In timpul experimentului, maximul picului de Ni 2p, ramane stabil intr-un interval energetic centrat pe 825.65 eV. Acesta energie de legatura corespunde unei stari metalice a Ni-ului [9]. Absenta din spectrul XPS al Ni-ului a liniilor satelit indica inca o data ca nu este prezenta o stare oxidata a Ni-ului in stratul tratat termic. Totusi, in apropierea interfetei, forma picului tinde sa se largeasca de la valoarea FWHM = 1.6 eV la 1.9 eV. Aceasta largire a picului este pusape seama faptului ca o cantitate de Ni interactioneaza direct cu substratul de GaAs, avand loc un proces de umectare, dupa cum s-a si intentionat. Este deasemenea posibila formarea compusului Ni(Ge)As, dar deplasarea chimica in spectrul XPS este prea mica pentru a fi observata. Prezenta Ni-ului , chiar si la interfata este benefica pentru caracterul ohmic al contactului prin aceea ca reduce difuzia laterala a Au-lui si mentine aliajul Au-Ge in contact nemijlocit cu substratul de GaAs in timpul procesului de tratament termic. In cazul Au-lui a fost inregistrat spectrul Au 4f care este un dublet. Prezenta aurului este semnalata incepand dela suprafata pana la interfata, dupa cum se poate observa in Fig. 5

Fig.5 Spectrul XPS pentru Au 4f la interfata metal/semiconductor

Fitarea spectrelor liniei Au 4f7/2 s-a facut cu doua picuri, unul situat la 83.65 eV si celalalt avand energia de legatura la 84.8 eV. Primul pic este atribuit Au metalic iar cel de-al doilea unui aliaj de Ga si Au [9], unde aria celui de-al doilea pic este mai putin de o patrime din aria totala. Legat de aliajul Au-Ga, rezultatele indica ca deplasarea chimica a Au 4f7/2 tinde sa creasca cu cresterea proportiei de Ga dela 0.45 eV pentru α- Au0.88Ga0.12 la 0.65 eV pentru β-Au0.78Ga0.22 si 0.95 eV pentru γ-Au9Ga4, 1.25 eV pentru AuGa si 1.55 eV pentru AuGa2 [10]. Deplasarea chimica de 1.15 eV pusa in evidenta in acest experiment indica prezenta mai mare a Au-ului fata de Ga in aliajul Au-Ga.

Experienta legata de studiul contactului ohmic AuGeNi/GaAs a fost extinsa la semiconductorul GaSb aflat in aceeasi categorie a semiconductorilor compusi de tip III-V, cu structura cristalina tip blenda de zinc cu constanta de retea a= 6.096 Å, si cu structura de benzi directa avand energia interzisa Eg= 0.726 eV la temperatura camerei. Unul din factorii importanti in tehnologia de fabricare a structurilor fotosenzitive (PV) este legat de obtinerea unor contacte de rezistivitate ohmica scazuta pe suprafata dispozitivului. Acest lucru este necesar realizarii unei rezistentii serii (RS) competitive, stiut fiind ca o rezistenta serie buna asigura un factor de umplere (ff) optim pe regiunea spectrala a fotoraspunsului. Problemele legate de formarea contactului ohmic pe n-GaSb sau p-GaSb reprezinta o abilitate tehnologica care constituie o adevarata maiestrie in obtinerea dispozitivelor semiconductoare [1]. In studiul experimental al depunerii stratului de contact Au/Ge/Ni pe GaSb s-au folosit plachete substrat de n-GaSb (100) dopate cu Te (n> 5• 1017 cm-3), disponibile comercial ( Wafer Technology Ltd.-Marea Britanie). Substratul de GaSb a fost pregatit pentru depunerea metalica in doua etape, si anume: curatarea si corodarea chimica. Curatarea chimica s-a realizat folosind solvent organici si anume : tricloretilena, prin fierbere timp t=1min, si acetona prin clatire la temperature camerei. Corodarea chimica s-a realizat la temperatura camerei in urmatoarea secventa: 1- HF:H2O

(DIW– apa deionizata) (1:1); timp t= 10÷15 secunde; 2- clatire: H2O( DIW); 3- HCl:H2O (DIW) (1:1), timp t=10÷15 secunde; 4-clatire H2O (DIW). Inaintea corodarii chimice substratul de GaSb a fost supus unei analize XPS care a pus in evidenta prezenta oxidului nativ careeste constituit dintr-un anumit raport Ga2O3/Sb2O3 care este definit pe o suprafata cu rugozitatea de 1.854 nm. Aspectul suprafetei initiala a plachetei substrat a fost analizat prin Microscopia de raspuns piezoelectric (AFM) folosind un sistem MFD 3D SA, Asylum Research. Astfel, s-a pus in evidenta prezenta unui conglomerate de oxizi de Ga si Sb dupa cum se poate observa in imaginea AFM din Fig.6 [11].

Fig.6 Aspectul initial al suprafetei n-GaSb (100) ca conglomerat de oxizi de Ga si Sb

In spectrul XPS al substratului de GaSb analizat in acelasi sistem SPECS ca si GaAs, s-au analizat liniile Ga 3d si Sb 4d. Spectrul Sb 4d este format din liniile Sb 4d3/2 si Sb 4d5/2 iar analiza cantitativa indica o concentratie de 71.1% Sb in GaSb si 28.8% Sb in oxidul nativ Sb2O3. Analiza compozitionala pe liniile Ga 3d indica concentratiile de 71.5% Ga in GaSb si 28.5% Ga in oxidul nativ Ga2O3. Spectrul XPS al semnalului dat de Sb 4d se poate observa in Fig.6.

40 38 36 34 32 30 28

0

800

1600

CPS

Biding Energy (eV)

Data A B C D

Fig.6 Spectrul XPS pentru liniile Sb-4d: A- Sb 4d5/2 in GaSb, B-Sb 4d3/2 in GaSb, C- Sb 4d5/2 in Sb2O3, D- Sb 4d3/2 in Sb2O3

Stratul de contact Au/Ge/Ni a fost depus intr-o instalatie HOCH VACUUM in conditii de vid mediu (p~ 8• 10-5 torr) si apoi a fost tratat termic in conditii de vid relativ joase (p~ 7• 10-2 torr) la temperatura T~ 3000 C timp t=3 min. Grosimile contactului metalic sunt: Au (~ 140 nm)/Ge (~72 nm)/Ni (~ 14 nm). Acest contact a fost supus unei analize XPS in conditii similare cu cele ale contactului AuGeNi/GaAs si apoi expus unei corodari in fascicul ionic Ar+ in pasi controlati prin analize XPS succesive. In conditii similare cu proba de GaAs, a fost analizata variatia semnalului XPS in urma corodarii ionice pe liniile Au 4f7/2, Ge 2p3/2, Ni 2p3/2. Din variatia concentratiei atomice rezultate in urma corodarilor siprezentata in Fig.7 se poate observa scaderea semnalelor de Au, Ge, Nipornind dela suprafata catre interiorul plachetei de GaSb.

0 5 10 15 20 25 30-5

0

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

Atom

ic p

roce

nt

Ion Etching

Ga Sb Au Ge Ni

Fig.7 Profilul de adancime al contactului AuGeNi/n-GaSb- variatia concentratiei atomice calculate din masuratori XPS dupa pasii de corodarea ionica (1÷28) in fascicul de Ar+

In cazul contactului AuGeNi/n-GaSb au fost necesare 28 de corodari succesive pentru indepartarea stratului metalic, dupa fiecare corodare fiind analizat semnalul XPS pentru a stabili concentratia atomica. Semnalele XPS initiale pentru Au 4f, Ge 2p si Ni 2p pe stratul metalic depus si tratat termic sunt prezentate in Fig.8. Liniile XPS analizate pentru aceste elemente, respectiv Au, Ge, Ni prezinta aceleasi caracteristici spectrale ca si cazul anterior analizat si anume AuGeNi/n-GaAs. Variatiile in intensitate ale semnalelor Au 4f, Ge 2p, Ni 2p intr-o etapa intermediara de corodare, si anume corodarea a 16-a este prezentata in Fig.9. Astfel, sunt prezentate scaderile de intensitate ale liniilor XPS pentru Au 4f, Ge 2p, Ni 2p care sunt coroborate cu scaderea concentratiei atomice in stratul analizat, scadere determinata de corodarea controlata in fascicul de Ar+, ioni aflati la energia E= 3 KeVin conditii de vid p~ 10-5 torr si avand curentul de fascicul Iic = 10 µA. Aspectul suprafetei sau mai bine zis al interfetei rezultate in urma corodarii stratului AuGeNi/n-GaSb este prezentat in imaginile AFM si optice din Fig.10.

(a) (b)

(c)

Fig.8 Spectrele XPS initiale pentru Au 4f (a), Ge 2p (b), Ni (2p)

(a) (b) Fig.10 Imaginile AFM (a) si optica (b) a suprafetei de n-GaSb dupa corodarea ionica

Counts

Bi nding Energy, eV93 91 89 87 85 83 81 79

0

500

1000

1500

2000

2500

3000

3500

4000

4500

5000

A

B

A 84.60 eV 1.14 eV 3698. 86 cts B 88.27 eV 1.13 eV 2815. 95 cts

Counts

Binding Energy, eV1227 1225 1223 1221 1219 1217 1215 1213 1211

0

1000

2000

3000

4000

5000

6000

7000

8000

9000

10000

11000

12000

13000

14000Composition Table36.2% A63.8% B

A

B

A 1217.28 eV 1.46 eV 8436.2 cts B 1219.92 eV 1.95 eV 14762.7 cts

Counts

Binding Energy, eV878 874 870 866 862 858 854 850 846

-200

0

200

400

600

800

1000

1200

1400

1600

1800

2000

2200

2400

2600

2800

3000

3200

3400

3600

3800

4000

4200

4400

4600

A

A 852.90 eV 1. 27 eV 1151.83 cts

(a) (b)

(c )

Fig.9 Spectrele XPS pentru Au 4f (a), Ge 2p (b), Ni 2p (c) intr-un stadiu intermediar al procesului de corodare (corodarea a 16-a)

Caracteristica initiala a stratului de AuGeNi care defineste un contact ohmic pe n-GaSb poate fi pusa in evidenta prin caracteristica I-V a contactului de dioda Schottky Ni/GaSb. Contactul este depus prin tehnica MBE, unde grosimea stratului de Ni este de aproximativ 2nm; iar in aceste conditii experimentale avem de-a face cu structura Ni/n-GaSb/AuGeNi a carui caracteristica este prezentat in Fig.11

-4 -2 0 2

-10

0

10

I(mA)

U(V)

Fig. 11 Caracteristica I-V a structurii MBE Ni/n-GaSb/AuGeNi

Counts

Binding Energy, eV92 90 88 86 84 82 80

-2000

0

2000

4000

6000

8000

10000

12000

14000

16000

18000

20000

22000

24000

26000

28000

30000

32000

34000

36000

38000

40000

42000

44000

46000

A

B

A 84.41 eV 0.95 eV 30132.9 cts B 88.09 eV 0.95 eV 23100.2 cts Counts

Binding Energy, eV1222 1220 1218 1216 1214 1212

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

1100

1200

1300

1400

1500

1600

A

A 1217.49 eV 1.90 eV 784.287 cts

Counts

Binding Energy, eV862 860 858 856 854 852 850 848 846

0

200

400

600

800

1000

1200

1400

1600

1800

2000

2200

2400

A

A 852.93 eV 1.35 eV 1057. 23 c ts

Compozitia elementala pentru stabilirea parametrilor tehnologici optimi in vederea realizarii contactului ohmic AuGeNi/n-GaSb (cu concentartie de purtatori mare) a fost investigata prin Spectroscopia de Retroamprastiere Rutherford (RBS). Masuratorile RBS s-au realizat intr-un fascicul de 4He++ extras de la sursa de ioni Alphatrossde 3 MV a acceleratorului Tandetron din IFIN-HH. Energia fascicului a fost de 3MeV. Particulele alfa au fost detectate cu un detector de Siliciu (implantat ionic si pasivat). Detectorul are o rezolutie energetica de 16 keV si a fost plasat la 1650 fata de directia fasciculului. Unghiul solid de detectiea fost de 1.641 mSrfata de directia fasciculului. Pentru a evita efectele de canalizare proba a fost inclinata cu 70 fata de directia fasciculului. Spectrul RBS al probei AuGeNi/n-GaSb este prezentat in Fig.12. Concentratia elemental si grosimea stratului metalic au fost determinate folosind codul RUMP [12,13].

Fig.12 Spectrul RBS pentru AuGeNi/n-GaSb si simularea teoretica a elementelor prezente in proba

Variatia de concentratie pentru elementele detectate in spectrul RBS este prezentata in Tabelul 1

Denumire proba Caracterizare Strat Grosime

(*1015 at/cm2) Compozitie

AuGeNi-n-GaSb

1 500 Au 1.000 Ge 0.500

Concentratia de Ni variaza de la 55%la 15%

2 1000 Au 1.000 Ge 0.500

3* Ga 1.000 Sb 1.000

*- simbolizeaza substratul

Profilul de adancime al elementelor care sunt continute in stratul de contact este prezentata in Fig.13. Profilul de Au apare la o energie de 2769 keV, iar grosimea determinataeste de 1500x1015 at/cm2. Concentratia de Au se afla in crestere de la 30 at% la 70 at% pornind de la suprafata la o adancime de 500x1015 at/cm2 , fapt care indica un process de difuzie a aurului in adancime in urma tratamentului termic. Profilul de adancime pentru Ge arata similitudini cu cel al Au-ului. Concentratia de Ge creste de asemenea de la 15 at% la 30 at% pornind de la suprafata catre adancimea de 500x1015 at/cm2. In ceea ce priveste Nichelul, acesta este prezent doar in prima parte a stratului, respectiv primii 500x1015 at/cm2, cu o scadere de concentratie de la 55 la 15 at%. Acest fapt confirma comportarea similara de element de umectare al Ni-ului in stratul metalic AuGeNi/n-GaSb ca si in cazul analizat anterior AuGeNi/n-GaAs.

Fig. 13 Profilul de adancime pentru Au, Ge si Ni determinat prin RBS

Stratul metalic AuGeNi/n-GaSb a fost expus unei analize de microscopie electronica TEM. Analiza s-a realizat intr-un sistem JEOL ARM 200F la o tensiune de accelerare de 200 kV la o marire intre 60 000 si 2 000 000. Probele au prelucrate pentru vederea din sectiune prin polisare mecanica pana 20 µm grosime folosind tehnica trepied, urmata de o subtiere folosind ioni de Ar+ pana la transparenta electronica cu ajutorul unui sistem PIPS.

Fig.14 Variatia concentratiei atomice pentru (O,Ga,Sb) in cazul probei analizate RBS

In cazul probei de AuGeNi/n-GaSb care a fost analizata prin Specroscopia de Retroamprastiere Rutherford, imaginea AFM este prezentata in Fig.15.

Fig.15 Imaginea AFM a probei AuGeNi/n-GaSb expusa analizei RBS (se remarca prezenta probabila a oxidului de Sb)

La analizele complexe privind comportarea contactului nanometric metalic de AuGeNi/n-GaSb se adauga metoda de spectroscopie optica GDOES (Glow Discharge Optical Emission Spectrommetry) [14]. In Fig.16 se prezinta semnalul GDOES al probei de AuGeNi/n-GaSb expusa corodarii ionice in fascicul de Ar+ precum si semnalul de profilare in adancime pentru AuGeNi. Se observa prezenta zonei de interfata unde exista o variatie a concentratiei pentru Au, Ge si Ni precum si a unui semnal GDOES provenit de la oxidul de Sb.

(a)

(b)

Fig.16 Spectrele GDOES pentru proba AuGeNi expusa corodarii ionice (a) si (b) profilarea in adancime pentru AuGeNi/n-GaSb

In Fig.17 se prezinta imaginea de microscopie de baleiaj SEM cat si imaginea distributiei elementale Au, Ge, Ni la interfata AuGeNi/n-GaSb

Fig.17 Imaginea SEM si distributia elementala la interfata AuGeNi/n-GaSb

Calitatea scazuta din punctul de vedere al proprietatilor de pasivare a interfetei oxid/semiconductor reprezinta dupa cum s-a mentionat, una din problemele respectiv, provocarile tehnologice care trebuie depasite in realizarea dispozitivelor din compusi III-V. Pentru dispozitive de tipul MIS (metal-izolator-semiconductor), prezenta unei interfete stabile continand o densitate scazuta de stari de defecte electronice situate in jurul benzii interzise esteesentiala pentru caracteristicile de functionare ale dispozitivului. Sursa principala de defecte la suprafataeste oxidarea GaSb, unde in particular pentru acest compus reactia este exotermica. Desi in literatura exista informatii [15] cum ca pe GaSb, oxizii nativi pot fi stabilizati la atacul chimic, totusi temperaturile necesare sunt ridicate, respectiv peste 6000C, ceea ce reprezinta o conditie mult peste domeniul de temperaturi premise in tehnologia de dispozitiv. Pentru oxidarea GaSb-ului, exista o reactivitate preferentiala a Ga-ului cu oxigenul si o segregare la suprafata pentru Ga situatie atribuita afinitatii mai mari a Ga pentru oxigen: Ga2O3 (-238 Kcal/mol) fata de atomii de Sb: Sb2O5 (-198.2 Kcal/mol) [16].De asemenea, reactia spontana a Sb2O3 cu GaSb (ΔG= - 12 Kcal/mol) este atribuita reactiei preferentiale a galiului cu oxigenul in stratul amorf. Expunerea suprafetei de GaSb la atmosfera conduce la o acumulare a fractiei de Ga la suprafata [17]. Eforturile experimentale s-au concentrat pe reducerea densitatilor de stari de interfata (Dit) pana la un nivel comparabil cu cel al interfetei SiO2/Si (Dit ~ 1013 cm2/eV dupa cum rezulta din crestere) sau la nivelul Dit ~ 1010 cm2/eV dupa un process de pasivare in hidrogen. Pentru interfata compus semiconductor III-V/oxid, valoarea densitatii de stari de interfata cea mai scazuta, Dit se situeaza in intervalul (1011÷1012) cm2/eV. Iata de ce, una din provocarile tehnologiei pentru compusii III-V, in particular pentru GaSb este de a gasi un oxid si conditiile de oxidare potrivite care sa determine pasivarea interfetei. Studiile experimentale au cuprins analiza diferitelor conditii de oxidare (Ex: oxidare termica in vapori de apa, oxidare termica folosind plita termostata, oxidare termica folosind lampa cu incandescenta, oxidare anodica in solutie AGW). In principal, experimental a fost studiata variatia semnalelor XPS pentru liniile Ga 3d si Sb 4d, urmarindu-se variatia raportului Gaoxid/Sboxid. In Fig.18 se observa evolutia cu temperatura si respectiv cu metoda de obtinere a oxizilor de Sb si Ga la suprafata GaSb.

Fig.18 Evolutia oxizilor de Sb si Ga la suprafata GaSb

Se observa ca raportul stoichiometric Gaox/Sbox~ 1 este prezent in cazul oxidului obtinut in conditiile folosirii lampii cu incandescenta. In conditiile oxidarii termice folosind plita termostata este necesar ca temperatura T sa apartina domeniului (70÷80)0C pentru a defini un film oxidic de calitate. La oxidarea termica in flux de vapori de apa este prezent doar Ga2O3, oxidul de Sb desprinzandu-se de pe suprafata. In stratul de oxid anodic este prezent Sb complet oxidat precum este prezent Ga complet oxidat in cazul folosirii plitei termostate. Dupa cum a fost aratat [18], parametrul critic in procesul de crestere al filmului de oxid termic pe GaSb este temperatura, in sensul ca aceasta nu trebuie sa fie prea ridicata pentru a obtine Sb2O3 stabil intr-o matrice aderenta de Ga2O3.

In cazul GaSb, studiile recente [19] indicaun interes crescut pentru acest material drept material de canal pentru tranzistorii MOS, datorita mobilitatii mari a golurilor in GaSb. Oxidarea la interfete izolatoare precum ALD (Atomic Layer Deposited) Al2O3/GaSb si HfO2/GaSb au aratat prezenta diferitelor stari de oxidare a GaSb incluzand: Ga2O, Ga2O3, Sb2O3 si/sau Sb2O5 dupa cum rezulta din masuratori XPS. Masuratorile C-V de caracterizare a acestor interfete cuplate cu masuratori XPS de determinare a chimiei interfaciale au dus la clarificarea efectelor starilor de oxidare asupra proprietatilor electrice ale interfetei. Astfel, s-a stabilit ca atat faza de interfata Ga2O3 cat si faza Sb2O3 nu sunt necesar daunatoare performantelor electrice. In schimb, descompunerea Sb2O3 intr-o stare de oxidare mai joasa a Sb-ului si/sau descompunerea in Sb elemental in timpul procesului de incalzire al interfetei poate genera stari de defecte in zona benzii interzise a GaSb. Mai mult, o interfata bogata in oxigen, asa cum este HfO2/GaSb nu contine stari de defecte in banda interzisa. Cazul nostru experimental a inclus studiul electric al interfetei HfO2/GaSb din punctul de vedere al caracteristicilor C-V si I-V, comparativ cu cazul comportarii filmului oxidic dezvoltat pe n-GaSb(100) folosind lampa cu incandescenta. Astfel au fost preparate prin tehnica magneton-sputtering interfete de HfO2/n-GaSb de grosimi 5nm (Proba 34) si 10 nm (Proba 35).

-3 -2 -1 0 1 22.0x10-9

3.0x10-9

4.0x10-9

5.0x10-9

6.0x10-9

7.0x10-9

8.0x10-9

9.0x10-9

1.0x10-8

1.1x10-8

substrat de tip n ?

C(F

)

Tensiune(V)

Dependenta de tensiune a capacitatii

V = 1.9V

f = 1MHz

amplitudinesemnal = 0.1V

-2.0 -1.5 -1.0 -0.5 0.0 0.5 1.0 1.5 2.0

0.0

5.0x10-3

1.0x10-2

Cur

rent

(A)

Voltage (V)

Proba 34

I-V DC

(a) (b) Fig.19 Caracteristica C-V dinamica (a) si caracteristica I-V (b) pe

structuraAu/HfO2 (5 nm)/n-GaSb/Pt

Datele masuratorilor electrice din Fig.19, indica ca pe acesta structura exista nivele de captura superficiale puse in evidenta prin largimea de histerezis ΔV= 1.9 V, structura functionand ca un MOS classic. Masuratorile electrice pe Proba 35, indica dupa cum se poate observa in Fig.20 scaderea efectului de histerezis, datorat cel mai probabil difuziei Au-ului , structura analizata fiind Au/HfO2/n-GaSb/Pt.

104 105 106

4.0x10-9

5.0x10-9

6.0x10-9

7.0x10-9

8.0x10-9

9.0x10-9

1.0x10-8

1.1x10-8

C (F

)

f(Hz)

Dependenta de frecventa a capacitatii

10kHz - 1MHz

Tensiunea aplicata: +2V (acumulare)

-2.0 -1.5 -1.0 -0.5 0.0 0.5 1.0 1.5

0.0

5.0x10-3

1.0x10-2

Cur

rent

(A)

Voltage (V)

Proba 35

I-V DC

(a) (b)

Fig.20 Caracteristica C-V dinamica (a) si caracteristica I-V (b) pe structura Au/HfO2(10 nm)/N-GaSb/Pt

Comparatiile comportarii structurilor avand interfata HfO2/n-GaSb cu structura de tip oxid (dezvoltat folosind lampa cu incandescenta) Au/oxid/n-GaSb/AuGe (Proba 30) dupa cum se observa in Fig.21, arata ca din punct de vedere electric, proba cu pasivare prin oxidare la lampa are proprietati similar cu o structura MOS clasica.

-2.0 -1.5 -1.0 -0.5 0.0 0.5 1.0

-6.0x10-3

-4.0x10-3

-2.0x10-3

0.0

2.0x10-3

4.0x10-3

6.0x10-3

8.0x10-3

1.0x10-2

1.2x10-2

Cur

rent

(A)

Voltage (V)

Proba 30

I-V DC

-2.0 -1.5 -1.0 -0.5 0.0 0.5 1.02.50E-009

3.00E-009

3.50E-009

4.00E-009

4.50E-009

5.00E-009

5.50E-009

CP

(F)

Tensiune(V)

100 KHz 500 kHz 1MHz0V-2V+1V-2V

(a) (b)

Fig.21 Caracteristica I-V (a) si caracteristica dinamica C-V (b) pe structura Au/oxid/n-GaSb/AuGe

In aceasta etapa este importanta coroborarea dintre proprietatile optice ale stratului de pasivare de tip Al2O3 depus prin tehnica magneton-sputtering si proprietatile optice ale stratului de oxid prezent pe substratul de n-GaSb, spre exemplu ca rezultat al tratamentului termic ( oxidare pe plita termostatata, oxidare folosind lampa cu incandescenta).Se poate afirma camajoritatea tehnicilor optice de caracterizare sunt incapabile să deceleze între proprietăţi optice de suprafaţă sau de interfaţă şi proprietăţi de volum in analiza filmelor subtiri depuse pe suprafata unei probe masive. Cu toate acestea, elipsometria de reflexie, care este cea mai sensibilă tehnică optică de caracterizare a suprafeţelor, estepotrivită pentru determinarea proprietăţilor optice ale suprafeţelor, interfeţelor şi filmelor subţiri. În esenţă, elipsometria este o tehnică optică pentru măsurarea modificărilor produse în lumină în urma interacţiei dintre radiatia monocromatică polarizată şi materie. În scopul caracterizării suprafeţelor şi a interfeţelor se ia in considerare reflexia luminii, cu accent asupra reflectarii de către suprafeţe solide, acoperite sau nu cu filme, unde trebuie să ţinem cont de natura transversală a undelor de lumină şi de definiţia polarizării. Variatia cu lungimea de unda, respective cu frecventa a indicelui de refractie n si a coeficientului de extinctie k ca parte reala si respectiv imaginara a indicelui complex de refractie N,este cuprinsa in legea dispersiei. Interpretarea datelor experimentale n (λ), R (λ), k(λ) pentru probele de interes mentionate, a inclus ca etapa premergatoare definirea unui model pentru o proba martor, respectiv proba : Al2O3/Ir/Si.( cu depunere de Al2O3 prin magneton-sputtering timp t= 50 min)Analiza datelor de SE a folosit modelul de structura prezentat in Fig.22

Fig.22Model folosit pentru determinarea grosimii straturilor

Compararea datelor experimentale cu cele calculate din model pentru variatia indicelui de refractie n (marcat cu albastru) si a coeficientului de atenuare k (marcat cu rosu) se poate observa in Fig.23

Fig.23Suprapunerea modelului pentru n si k peste datele masurate pe stratul de Al2O3 (~35nm)

S-a putut constata ca din punct de vedere experimental au fost stabilite conditiile pentru realizarea unei structuri active pe n-GaSb, care se poate dezvolta in doua directii: 1- realizarea structurii Au/oxid (dezvoltat la lampa)/n-GaSb/AuGe si 2- realizarea homojonctiunii Au/p-GaSb:Zn (prin difuzie )/n-GaSb/AuGe. Realizarea experimentala a unor astfel de structuri fotoactive este prezentata in imaginile din Fig.24.

(a)

Wavelength (nm)800700600500400300

n

6

5

4

3

2

1

0

k

3

2

1

0

-1

-2

-3

-4

(b)

Fig.24 Imaginea probei Au/oxid/n-GaSb/AuGe (a) si (b) a probei Au/p-GaSb:Zn (difuzie)/n-GaSb/AuGe

Celulele din GaSb sunt ca dispozitive, candidatii ideali pentru sistemele de conversie a energiei de tip termofotovoltaic. Astfel de generatori TPV din GaSb au fost realizati prin metoda de obtinere a homojonctiunii prin difuzie de Zinc, compatibila cu informatiile prezente in literatura [20]. In cazul nostru, experimental s-au folosit plachete substrat de n-GaSb (dopate cu Te) avand concentratia de purtatori n> 5•1017 cm-3. Plachetele au fost supuse urmatoarelor proceduri 1-Pregatirea substratului prin:

a)- Curatare in solventi organici prin fierbere in tricloretilena (t~ 1 min), apoi clatire in acetona ( la temperatura camerei)

b)- Corodare chimica in HF:H2O (DIW) (1:1) pentru un timp t= (10÷ 15) sec.; HCl:H2O(DIW) (1:1) pentru un timp t= (10÷ 15) sec, apoi clatire in H2O (DIW) la temperatura camerei

2- Difuzia Zincului :

a)- Depunerea unui film subtire de Zn ( d~ 10÷ 15 nm), din filament in instalatia VGS-ESCA la o temperatura mentinuta de T~ 1000C, si la o presiune p~ 10-7 torr, timp de cateva minute.

b)- Tratamentul de difuzie a Zn-ului, in sistemul SPECS, la temperatura T~ 2000C, presiunea p~ 10-8 torr, timp de difuzie t~ 4÷6 h.

3- Depunerea contactului ohmic AuGe pe n-GaSb

a)- Depunerea prin evaporare in vid a contactului Au-Ge ( d~ 210 nm), din barcuta de W la o presiune p~ 5.6 • 10-5 torr, timp de evaporare t > 60 sec.

b)-Tratament termic in etuva la temperatura T~ 1500C, timp t = (3÷ 5) min.

4- Depunerea contactului ohmic Al pe p-GaSb (zona difuzata)

a)- Depunerea prin evaporare in vid a contactului de Al (d~ 140 nm) pe o suprafata S~ 1 mm2 (unde depunerea se realizeaza prin masca metalica). Evaporarea are loc la presiunea p~ 5.5• 10-5 torr, timp de t~ 45 sec.

5- Montarea structurii

a)- Pregatirea suportului de montaj din steclotextolit pentru realizarea traseelor electrice

b)- Realizarea contactului de spate prin lipire ( bonding) cu pasta de Ag, avand rezistivitate mica ( pasta contine 45% Ag) de suport

c)- Realizarea contactului de fata prin lipirea firului de In cu pasta de Ag de suport

In aceasta etapa a experimentului se obtine o structura fotosenzitiva cu montaj fiabil pentru realizarea masuratorilor de caracterizare dupa cum se poate observa in Fig.24. Parametrii fotoelectrici importanti care definesc structura fotosenzitiva sunt fototensiunea si fotocurentul generat in conditii de iluminare. Pentru aplicatiile si raspunsul de tipul termofotovoltaic al structurii de GaSb este esential a cunoaste variatia cu lungimea de unda a fotoraspunsului. In caracterizarea structurii de tip Al/p-GaSb(:Zn)/n-GaSb/AuGe s-a folosit un detector de tip radiometru si iluminarea provenita de la o lampa cu Xenon (care simuleaza spectrul solar). In Fig.25se prezinta spectrul lampii, raspunsul detectorului si spectrul corectat al lampii cu Xe asa cum va intra ca parametru in stabilirea fotoraspunsului structurii de GaSb.

0.8 1.0 1.2 1.4 1.6 1.8

0

20

40

60

80

100 LS122IR

F=1.5mm

W/m

2

0.9 1.0 1.1 1.2 1.3 1.4 1.5 1.6 1.70.3

0.4

0.5

0.6

0.7

0.8

0.9

raspuns LS122u.a

(a) (b)

0.951.001.051.101.151.201.251.301.351.401.451.501.551.601.651.701.7510

15

20

25

30

35

fotoraspuns corectat

Foto

rasp

uns(

w/m

2 )

(c)

Fig.25Lampa Xenon; detector LS122IR (a); Raspuns detector LS122IR (b); Lampa Xenon; corectat (c)

Caracteristicile electrice I-V ale Probei 46 (conditii de difuzie p~10-7 torr) cu structura Al/p-GaSb (difuzie Zn)/n-GaSb/AuGe la intuneric si la iluminare arata o comportare electrica de tip dioda (Fig.26).

-1.0 -0.5 0.0 0.5 1.0

-6

-4

-2

0

2

4

6

I(mA

)

U(V)-1.0 -0.5 0.0 0.5 1.0

-6

-4

-2

0

2

4

6

I(mA)

U(V)

(a) (b) Fig.26 Caracteristica I-V intuneric (a);Caracteristica I-V la lumina (b)

Caracteristica defotoraspuns a Probei 46 (conditii de difuzie p~10-7torr) se compara cu caracteristica de fotoraspuns a Probei 55 (conditii de difuzie p~ 10-8 torr), variatiile fiind prezentate in Fig.27.

0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 1.4 1.6 1.8 2.0 2.2

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0Fo

tora

spun

s(u.

a.)

0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 1.4 1.6 1.8 2.0 2.2

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

Foto

rasp

uns(

u.a)

(a) (b)

Fig.27 Fotoraspunsul Probei 46 (a) si Fotoraspunsul Probei 55 (b) Se observa prezenta unui raspuns puternic care incepe in limita spectrului IR apropiat iar pentru a exemplifica comportarea la lumina, se prezinta radiatia spectrului solar in Fig. 28

Fig.28 Radiatia spectrului solar

Acest tip de fotoraspuns pentru structura fotosenzitiva de GaSb caracterizeaza celulele termofotovoltaice. Din caracteristicile I-V ale structurilor, se poate observa ca in acest moment al experimentului, rezistenta serie a dispozitivului RS are o valoare destul de ridicata. Imbunatatirea conditiilor tehnologice de realizare a structurii cat si a micsorarii rezistentei de contact pe ambaza vor duce la scaderea RS, scadere ce va contribui la marirea eficientei dispozitivului. Specificam ca in momentul de fata, in regim de radiatie normal fototensiunea are valori in jur de U~ 100 mV. Una din caile care vor contribui la cresterea marimii fototensiunii si a fotocurentului

este legatade colectarea eficienta a purtatorilor de sarcina generati de radiatia solara. Astfel, se va folosi o masca speciala de depunere a contactului ohmic de fata (Al) care va asigura colectarea optima a fotopurtatorilor generati, precum si introducerea unui concentrator de radiatie solara, de exemplu o lentila Fresnel.In acest sens,specificam ca cresterea temperaturii celulei si cresterea pierderilor datorate rezistentei serie, conduc la reducerea eficientei, dar prezenta fluxului solar ridicat creaza in acelasi timp un maxim al puterii de iesire a dispozitivului. Prezentele teste au simulat conditiile de iluminare de tip AM0 iar dateledin literatura indica ca eficienta celulelor de GaSb este mica in conditii de iluminare AM 1.5 sau chiar in conditii de concentrare a fluxului solar AM0 [20]. Pentru prezentul studiu, raman de efectuat experimente privind obtinerea jonctiunii p-GaSb/n-GaSb, prin implantare ionica cu ioni de Si si studiul structurilor fotosenzitive de tip Schottky pe contact, cum ar fi de exemplu Pt/n-GaSb, Pt/p-GaSb, precum si definirea unui dispozitiv tip model experimental pe un suport (ambaza) standardizata. Pe dispozitivul standardizat se vor face masuratori in conditiile de laborator asigurate de Modulul de Simulare Solara dotat cu elemente prezente commercial pe piata dispozitivelor fotovoltaice, si dezvoltat in cadrul acestui proiect prin colaborarea dintre parteneri ( Facultatea de Fizica (UB) si Firma OMEGA PROFESIONAL Srl). De asemenea pe modelul experimental se va incerca definirea unei matrici de calitate, pentru a stabili gradul de competitivitate al dispozitivului. Intocmit, Director Proiect 68/2014 –Parteneriate Dr. Rodica V.Ghita

REFERINTE

[1] P.S.Dutta, H.L.Bhat and Vikram Kumar, J.Appl.Phys. 81 (9), pp.5821 (1997).

[2] A.Baca, F.Ren, J.Zolper, R.Briggs, S.Pearton, Thin Solid Films, 308-309, pp.599 (1997).

[3] M.Murakami, Science and Technology of Advanced Materials, 3, pp.1-27 (2002).

[4] C.C.Negrila, M.F.Lazarescu, C.Logofatu, C.Cotirlan, R.V.Ghita, F.Frumosu, L.Trupina, Journal of Nanomaterials (acceptata pentru publicare) (2016).

[5] P.D.Vyas, B.L.Sharma, Thin Solid Films 51, L21-L23 (1978).

[6] M.Durrwachter, G.Indlekofer, H.G. Boyen, P.Oelhafen, D.Quitmann, J.Non-Cryst.Solids, 156, pp.241 (1993).

[7] M.Iwami, Y.Watanabe, H.Kato, M.Nakayama, N.Sano, Thin Solid Films, 146, pp.291 (1987).

[8] G. Hollinger, P.Kumurdjian, J.M. Mackowski, P.Pertosa, L.Porte, T.M.Duc, J. Electron. Spectrosc. Relat. Phenom. 5, pp.237 (1974).

[9] T.L.Barr, Journal of Physical Chemistry, 82 (6), pp.1801 (1978).

[10] D.T.Jayne, N.S. Fatemi, V.G. Weizer, J.Vac. Sci. Technol., A, 10, pp.2802 (1992).

[11] P.Ionescu, R.V.Ghita, C.C.Negrila, F.Frumosu, D.Pantelica, M.D.Mihai, A.Maraloiu, C.Ghica, C.Logofatu ,NIMB_ PROCEEDINGS-D-16-00082, ECAART 12- Finland July (2016)

[12] L.R.Doolittle NIMB 9, pp.344 (1985).

[13] L.R.Doolittle NIMB 15, pp.227 (1986).

[14] R.V.Ghita, C.C.Negrila, F.Frumosu, C.Logofatu, L.Trupina, D.Predoi, I.Mercioniu, P.Champon, S.Gaiaschi, Poster: “ XPS and GDOES analysis of native oxide layers on n-GaSb(100) surface-application to depth profiling of AuGeNi/n-GaSb, HORIBA Scientific GD Day 2016 , 15-16 September, Paris, (France).

[15] Hartman et al, United States Patent, Nr. 4227975 (oct.14,1980).

[16] O. El-Atwani, J.P.Allain, and A. Suslova, Appl.Phys.Lett, 101, 251606 (2012).

[17] O.El-Atwani, J.P.Allain, A.Cimarroli, A.Suslova and S.Ortoleva, J.Appl.Phys.110, 074301(2011)

[18] Ghita Rodica, Logofatu Constantin, Negrila Constantin-Catalin, Frumosu Florica, Predoi Daniela, “Obtinerea de compusi oxidici pe suprafata n-GaSb”, CBI A/00677 (27.09.2016).

[19] J.Makela, M.Tuominen, M.Yasir, M.Kuzmin, J.Dahl, M.P.J.Punkkinen, P.Laukkanen, K.Kokko and R.M.Wallace, Appl.Phys.Lett, 107, 061601 (2015).

[20] L.M.Fraas, G.R.Girard, J.E.Avery, B.A. Arau, V.S.Sundaram J/Appl.Phys. 66 (8), pp.3866 (1989).