Реферат: Физические свойства плёнок Cu для тонкопленочных фотопреобразователей

Физические свойства плёнок Cu для тонкопленочных фотопреобразователей

В данной работе представлены результаты исследования физических свойств тонких плёнок Cu, полученных методом отжига интерметаллических слоёв Cu-In-Ga в комбинированной атмосфере паров серы и селена в потоке инертного газа. Преимущества метода заключаются в возможности получения плёнок твёрдых растворов Cu(In, Ga) (S, Se)₂ с шириной запрещенной зоны 1.5 эВ близкой к оптимуму солнечного излучения.

Прямозонный полупроводник CuInSe₂ (CIS) и твердые растворы на его основе признаны наиболее перспективными материалами для создания солнечных элементов (CЭ) нового поколения – высокоэффективных тонкопленочных фотопреобразователей большой площади. К настоящему времени эффективность преобразования СЭ с использованием поликристаллической пленки Cu(In, Ga) Se₂ (CIGS) в качестве поглощающего слоя достигла 19,2% [1]. CЭ с наиболее высокой эффективностью и промышленные модули созданы на основе этих материалов с соотношением [Ga]/([Ga]+[In]) порядка 25–30%, имеющих ширину запрещенной зоны не более 1.2 эВ [2]. С целью оптимизации свойств CIGS поглощающего слоя ведутся исследования по получению пленок этих материалов с шириной запрещенной зоны 1.5 эВ, близкой к оптимуму солнечного излучения. Однако, решение этой задачи путем увеличения концентрации Ga в CIGS слое сопряжено с ухудшением микроструктурных характеристик оптически активного слоя. Кроме того, при использовании метода селенизации металлических слоев Cu-In-Ga образование однофазного соединения CuIn_x Ga_1-x Se₂ протекает через сложные химические взаимодействия бинарных фаз с различными скоростями реакции, приводящими к сегрегации галлия у подложки и разделению CuGaSe₂ и CuInSe₂ фаз [3]. Следствием этих процессов является формирование поглощающего слоя с нежелательным профилем ширины запрещенной зоны по глубине и снижение эффективности преобразования СЭ. Частично эта проблема решается сульфиризацией синтезированных CIGS слоев. Однако для процесса сульфиризации более характерно образование в приповерхностной области широкозонного соединения CuInS₂ , чем выравнивание профиля концентрации галлия.

Возможным решением этой технологической проблемы является проведение отжига в комбинированной атмосфере, содержащей серу и селен, в результате которого синтезируется слой твердых растворов Cu(In, Ga) (S, Se)₂ . Ширина запрещенной зоны этого материала в зависимости от состава меняется в пределах 1.0¸2.4 эВ, что предоставляет дополнительные преимущества варьирования физических характеристик поглощающего слоя. Пленки соединений CIGSS могут быть получены достаточно простым методом отжига слоев Cu/In/Ga в парах халькогенов S/Se.

В данной работе представлены результаты исследований физических свойств тонких плёнок CIGSS, полученных отжигом интерметаллических слоёв Cu-In-Ga в комбинированной атмосфере паров серы и селена в потоке инертного газа N₂ (селенизацией / сульфиризацией). Метод перспективен для получения однофазных плёнок Cu(In, Ga) (S, Se)₂ большой площади с заданными свойствами.

Изучение механизма формирования Cu (In, Ga) Se₂ пленок при селенизации базовых слоев показано, что движущей силой этого процесса, приводящего к образованию однофазного соединения (как Cu – так и In-обогащенного) при достаточно высоком давлении селена является Cu_x Se фаза. Следует предполагать, что механизм роста соединения Cu (In, Ga) S₂ должен быть подобен механизму роста соединения Cu (In, Ga) Se₂ , и движущей силой этого процесса является фаза Cu_x S. Учитывая более высокое парциальное давление паров серы по сравнению с парциальным давлением селена при одинаковых температурах (примерно на два порядка), процесс формирования пленки сложного соединения Cu (In, Ga) (S, Se)₂ с доминирующими фазами на основе сульфидов должен происходить при относительно низких температурах 400–450 ⁰ С. Низкотемпературный тип процесса позволяет уменьшить взаимодиффузию компонент и обеспечить образование однофазного соединения с контролируемым профилем распределения составляющих компонент.

Синтез тонких плёнок CIGSS проводился в два технологическихэтапа: формирование базовых слоёв Cu-In-Ga и их сульфиризация / селенизация в S/Se-содержащей атмосфере азота.

На первом технологическом этапе методом ионно-плазменного распыления мишени на стеклянной подложке (марки Corning-glass) формировался базовый слой (precursor) Cu-In-Ga. Процесс проводился в атмосфере аргона при давлении 2,7×10^–2 Па. Температура подложек составляла 100 ⁰ С. Состав составной трехкомпонентной (Cu, In, Ga) мишени рассчитывался исходя из атомного веса её компонентов и стехиометрической формулы синтезируемого соединения.

Селенизация/сульфиризация металлических слоев Cu-In-Ga проводилась в кварцевом реакторе, в промышленной диффузионной печи СДО 125/3–15 в атмосфере инертного газа (азота), подаваемого по технологической магистрали. Соотношение масс серы и селена Se/S варьировалось в пределах 0.1 – 0.4. В целях достижения однородности соединения Cu (In, Ga) (S, Se)₂ на всей площади подложки, зависящей от плотности и давления паров халькогенов, варьировались расположение твердотельных источников в пазах лодочки, а также использовались лодочки разных конструкций. Первая стадия проводилась при температуре около 250 °С в течение 10 мин. Затем температура повышалась до 400 – 550 °С, скорость повышения температуры составляла 9 °С∙мин^-1 . Вторая стадия (рекристаллизация) проводилась в течение 20 мин.

Кристаллическая структура и фазовый состав плёнок исследовались методом рентгеновского фазового анализа (РФА) с в области углов 2θ = 15−100º на CuK_α -излучении (l = 1,5418 Å) с графитовым монохроматором. Идентификация фаз проводилась сравнением экспериментально установленных межплоскостных расстояний d c данными таблиц JCPDS [4].Микрорельеф поверхности, микроструктура и поперечный скол плёнок исследовались методом сканирующей электронной микроскопии (SEM) на микроскопе «H-800» (Hitachi) с разрешением 0,2 нм. Элементный состав определялся методом рентгеновской дисперсионной спектроскопии (EDX) на аппарате «Stereoscan-360» с EDX-спектрометром «AH 10000» (LinkAnalitic,) с разрешением 1 мкм и чувствительностью 0,1 ат.%. Качественный и количественный анализ элементного состава по глубине слоя выполнялся на сканирующем Оже-микрозонде «PHI-660» (PerkinElmer) с локальностью 0,1 мкм и чувствительностью 0,1 ат.% на ионном микрозонде «IMS-4F» (Cameca). Количественный анализ проводился по методу чистых стандартов, где интенсивность токов Оже-электронов корректируется на коэффициент элементной чувствительности. Результаты анализа элементного состава по глубине слоя использовались для расчёта Ga/(In+Ga) – профилей. Спектры пропускания исследовались в диапазоне длин волн 0,19 – 3,00 мкм на спектрофотометре «Cary-500 Scan» (UV-Vis-NiRSpectrometer, Varian) и использовались для оценки коэффициентов линейного поглощения и значений края поглощения.

Для исследования процесса селенизации / сульфиризации от момента получения базовых металлических слоев до формирования пленок Cu(In, Ga) (S, Se)₂ были выбраны базовые слои c составом Cu/(In + Ga) = 0.80 – 0.88, близким к оптимальному для формирования на их основе солнечных элементов

Исследования фазового состава пленок Cu(In, Ga) (S, Se)₂ показало, что слои, синтезированные при температурах 340–450 ⁰ С, сформированы твердыми растворами на основе тройных соединений CuInSe₂ -CuInS₂ и бинарными фазами, с нечеткой идентификацией в связи с перекрывающимися углами отражения (Рис. 1, а).

С увеличением температуры рекристаллизации наблюдается взаимное растворение основных компонент, что проявляется в смещении углов отражения рефлексов (112), (220/204) и т.д. соединений CuInSe₂ и CuInS₂ , а также снижении интенсивностей линий бинарных фаз

а)б)

Рисунок 1. Рентгенограмма слоя CIGSS: а) – синтезированного при 400⁰ С; б) – синтезированного при 520 ⁰ С.

При оптимальных условиях селенизации / сульфиризации (Т = 480 – 540 ⁰ С) проявляются равновесные условия роста и формируются поликристаллические пленки твердых растворов CuIn_Х Ga_1-Х (S_y Se_{1- y} )₂ , содержащие только одну структурную фазу халькопирита. Это подтверждается наличием в рентгеновских спектрах (Рис. 1, б) типичных рефлексов (112), (220/204), (116/312) и рефлексов сверхрешетки халькопирита (101), (103) и (201). Тетрагональное расщепление дублетов (116/312), (008/400) и (228/424) подтверждает формирование структуры халькопирита с позиционно – упорядоченной катионной подрешеткой. Следует отметить, что однофазные слои этого материала образуются при относительно низких температурах рекристаллизации T₂ = 450–500 ⁰ С, причем ее повышение приводит к структурному упорядочению кристаллической решетки с формированием структуры халькопирита при T₂ ³500 ⁰ С.

Типичные для тонких плёнок CIGS, синтезированных при температуре рекристаллизации 400 °С, SEM-изображение скола и распределение элементов по глубине слоя и представлены на рисунках. 2 (а) и 2 (б), соответственно. О сегрегации Ga к подложке свидетельствует характерный градиент соотношения Ga/(In+Ga) – (Рис. 2 (б).

а)

б)

Рисунок 2.Типичное SEM-изображение скола (а) и распределение компонент по глубине слоя CIGSS синтезированного при 400⁰ С.

Кроме того, для этих слоев характерно образование у подложки мелкокристаллической фазы обогащенной галлием, приводящей к ухудшению адгезии и электрических свойств.

Увеличение температуры рекристаллизации до оптимальной приводит к образованию плёнок CIGSS с плотно упакованными кристаллитами и однородной поверхностью без выраженной сегрегации отдельных фаз (Рис. 3 а). Направление роста кристаллитов перпендикулярно плоскости подложки. Такой тип морфологии удовлетворяет необходимым требованиям создания эффективных ФП на основе поликристаллических плёнок этих твёрдых растворов. Распределение компонент в этих слоях является достаточно однородным. Наблюдаемые отклонения могут быть обусловлены неравновесностью процесса стравливания. Видно, что частичное замещение серой селена ведёт к уменьшению сегрегации Ga (Рис. 3, б).

а) б)

Рисунок 3.Типичное SEM-изображение скола (а) и распределение компонент по глубине слоя CIGSS синтезированного при 520⁰ С.

Температура рекристаллизации также оказывает существенное влияние на градиент Ga/(In+Ga) – распределения в плёнках CIGS и CIGSS. Уменьшение градиента Ga/(In+Ga) – распределения в плёнках CIGSS, наблюдалось при температурах рекристаллизации свыше 500 °С.

Энергии активации энергетических уровней в запрещённой зоне синтезированных CIGSS слоев определены из измерений температурной зависимости электрического сопротивления. Для температурного интервала 80 – 400 К можно выделить три диапазона значений энергий активации: 110 – 120 мэВ, 140 – 160 мэВ и 180 –200 мэВ. Энергии активации 110 – 120 мэВ предположительно связаны с вакансиями меди (V_Cu ), образующими акцепторные уровни; энергии активации 140 – 160 мэВ – с дефектами замещения In_Cu , образующими донорные уровни; энергии активации 180 –200 мэВ – с дефектами внедрения In_i , также образующими донорные уровни.

Следует отметить, что изменение концентрации элементов в синтезированных CIGSS пленках относительно слабо влияет на их удельное сопротивление, составляющее порядка 10² Ом∙см при комнатной температуре. Таким образом, изменение соотношения халькогенов S/(S+Se) в достаточно широком диапазоне (0,44 – 0,88) не приводит к заметному изменению удельного электрического сопротивления. Это обстоятельство позволяет предположить, что при частичном замещении селена серой в полученных пленках ансамбль доминирующих дефектов решетки не претерпевает существенных изменений.

Исследуя термодинамику процесса кристаллизации сплавов на основе теллура, одним из следствий можно получить кинетические кривые кристаллизации. Моделируя процесс кристаллизации при разных значениях переохлаждения, в конечном результате получают так называемые кривые температура – время – преобразование. Именно эти кривые являются важными для нахождения критической скорости охлаждения v _кр конкретного сплава с целью переведения его в аморфное состояние. Т.е., охлаждая сплав со скоростью большей за v _кр , мы получим его в аморфном состоянии. Относительно обеспечения скоростей охлаждения больших за v _кр , то известно целый ряд дискретных и квазинепрерывних методов закалки. В частности, метод спиннингирования расплава дает возможность охлаждать со скоростями ~ 10⁶ К/с, но его применение требует задействования целого ряда технологических процедур. Поэтому экономически удобно применить подход, который предусматривает расчет критической скорости охлаждения для определенного сплава и только после этого проводить эксперимент по получению аморфного состояния этого сплава. В одной из моделей, которая есть наиболее близкой к реальным условиям [1], за v _кр принимается скорость, при которой кристаллическая фаза образовывается в количестве, которое не подвергается выявлению (~ 10^-6 от общего количества сплава). В этом случае необходимо учитывать как кинетику частоты образования зародышей, так и кинетику их роста. С учетом кинетики гомогенного зародышеобразования количество кристаллической фазы Х, которая образуется за время , при малых значениях Х будет определяться соотношением Джонса – Мела – Авраама:

--> ЧИТАТЬ ПОЛНОСТЬЮ <--