Infrarot-Photovoltaik-Detektor basierend auf p-GeTe/n-Si-Heterojunction

Hintergrund

Aufgrund ihrer vielen potenziellen Anwendungen in der Nachtsichtbildgebung, Sicherheit, Fernerkundung, Lebensmittelinspektion, Biologie und anderen Bereichen besteht ein großes Interesse an Infrarotdetektoren [1,2,3]. Im Allgemeinen nutzen photovoltaische Infrarotdetektoren Minoritätsträgereffekte, die zu einer kurzen Reaktionszeit führen, was ideal für Bildgebungs- und Sensoranwendungen ist. HgCdTe-basierter Infrarotdetektor ist gut etabliert [4, 5]. Die Gitterfehlanpassung von HgCdTe und Si erlaubt jedoch keine Integration von Detektions- und Datenverarbeitungseinheiten, was zu einem kostspieligen System führt und die Miniaturisierung der Technologie behindert.

Es gab viele Forschungsaktivitäten zur Entwicklung verschiedener heterogener Strukturen basierend auf zweidimensionalen Materialien, die auf verschiedenen Substraten gewachsen sind [6,7,8,9]. Die resultierende heterogene Struktur hängt von der Van-der-Waals-Wechselwirkung ab [10], und es ist keine Gitteranpassung der verschiedenen Materialien erforderlich.

GeTe-Material hat in den letzten Jahren große Aufmerksamkeit auf sich gezogen [11,12,13,14,15]. Es gilt als starker Konkurrent für die Speichertechnologie der nächsten Generation, da das Material in amorpher und kristalliner Phase unterschiedliche physikalische, elektrische und optische Eigenschaften aufweist [16,17,18,19,20,21]. GeTe kann auch zu verdünnten magnetischen Halbleitern verarbeitet werden, die ein wichtiges Material für Spintronikvorrichtungen sind [15, 22, 23]. Wenn die einzigartigen Speicher- und Computerfunktionen von GeTe integriert werden können, um neuartige Geräte zu entwickeln, wird dies zu erheblichen Fortschritten in der Computertechnologie führen.

Darüber hinaus wird die Fähigkeit, photovoltaische Detektoren basierend auf zweidimensionalem GeTe- und Si-Heteroübergang zu entwickeln, aufgrund ihrer Kompatibilität mit Si-Schaltungen und GeTe-basierten Spintronikprozessen zu bahnbrechenden Technologien führen. Es ermöglicht in Zukunft eine nahtlose und schnelle Anbindung von Photovoltaik-Detektoren im Bereich Computing. Wichtig ist, dass sich die Technologie für eine kostengünstige Miniaturisierung eignet.

In dieser Arbeit wurden p-Typ GeTe-Nanofilme durch Magnetron-Sputter- und Glühverfahren hergestellt. Die physikalischen, elektronischen und optischen Eigenschaften der Nanofilme wurden untersucht. Schließlich wurde ein photovoltaischer Detektor basierend auf einem p-GeTe/n-Si-Heteroübergang hergestellt und seine Leistung charakterisiert.

Methoden

Die Vorrichtung wurde unter Verwendung der folgenden Verfahren hergestellt. Zuerst wurde ein monokristallines Silizium (Si)-Substrat vom n-Typ durch ein chemisches Badverfahren unter Verwendung einer gemischten Lösung, die H₂ enthielt, gereinigt O bis H₂ O₂ zu NH₃ ∙H₂ O (3:1:1) bei 80 °C für 30 min und getrocknet unter Luftstrom. Der GeTe-Film wurde dann durch Magnetron-Sputtern direkt auf das gereinigte Substrat bei einem Druck von 5 Pa für 120 s ab einem anfänglichen Vakuum von 6,0 × 10 ^-4 . abgeschieden Pa. Anschließend wurde die Folie in Kupferfolie gewickelt und anschließend 10 min bei 360 °C im Vakuumofen getempert. Das Glühverfahren basierte auf Vorversuchen und zuvor in der Literatur berichteten Phasenübergangstemperaturen des Materials [18, 24, 25, 26]. Schließlich wurde ein Paar Aluminium(Al)-Elektroden auf den GeTe-Film und das Si-Substrat unter Verwendung der physikalischen Gasphasenabscheidungstechnik (PVD) aufgedampft (bei einem Druck von 7,0 × 10 ^–5 Pa) durch eine Schattenmaske. Die Dicke der Al-Elektroden betrug ungefähr 100 nm, gemessen mit einem Quarzoszillator während der Abscheidung. Die effektive Fläche des Geräts betrug 1,5 mm ² . . 1a und b veranschaulichen die Magnetron-Sputter- bzw. Ofenglühprozesse. Abbildung 1c und d zeigen die abgeschiedenen bzw. getemperten GeTe-Filme.

a Magnetron-Sputtern eines GeTe-Films auf einem Si-Substrat. b Nachtempern des GeTe-Films. c Optische Bilder vom hinterlegten und d getemperte GeTe-Schichten auf Quarzsubstrat. e –f TEM-Bilder und FFT-Muster (Einschub) des getemperten GeTe-Films. g Linienprofile der Gitterränder der (202) und (220) Kristallebenen, wie in den oberen bzw. unteren Feldern gezeigt. h –j Schematische Darstellung der Kristallstrukturen

Ergebnisse und Diskussion

Hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie(HRTEM)-Bilder des getemperten GeTe-Films sind in Abb. 1 e und f gezeigt. Die Einschübe zeigen die Muster der schnellen Fourier-Transformation (FFT) des GeTe-Films. Indizes der Kristallebenen sind auf den Bildern angegeben. Gemäß diesen Ergebnissen zeigte der getemperte GeTe-Film eine gute Kristallinität. Abbildung 1g zeigt die Linienprofile der in Abbildung 1e und f gezeigten Gittersäume. Die oberen und unteren Linienprofile von Fig. 1g entsprechen (202) und (220) Kristallebenen des GeTe-Films, der einen Gitterstreifenabstand von 0,294 bzw. 0,209 nm hat. Schematische Darstellung der GeTe-Gitterstruktur ist in Abb. 1h dargestellt. Abbildung 1i und j zeigen Kristallebenenmodelle von GeTe, wie in Abbildung 1e bzw. f beobachtet.

Raman-Spektroskopie wurde durchgeführt, um die Struktur der GeTe-Filme vor und nach dem Tempern unter Verwendung eines Renishaw inVia Raman-Mikroskops zu untersuchen, das mit einem Argon-Ionen-Laser ausgestattet war, der bei einer Anregungswellenlänge von 514  nm betrieben wurde. Abbildung 2a und b zeigen die normalisierten Raman-Spektren von abgeschiedenen bzw. getemperten GeTe-Filmen. Die Ergebnisse stimmen gut mit der Literatur überein [27, 28]. Es gab drei unterschiedliche Bänder zwischen 100 und 300 cm ⁻¹ wie in Abb. 2a gezeigt. Diese Banden lagen bei 124,8, 161,8 und 223,5 cm ⁻¹ , nämlich die Bänder B, C bzw. D. Nach dem Tempern gab es eine signifikante Verringerung der Bande D und auch ein Auftreten von Bande A bei 108,1 cm ^–1 wie in Abb. 2b gezeigt. Die Banden B, C und D waren ebenfalls um 1,1, 5,3 und 21,9 cm ⁻¹ . rotverschoben , bzw. Diese werden einer strukturellen Transformation des GeTe-Films zugeschrieben, die zu einer Verringerung des Unordnungsgrads führt (z. B. das Verhältnis von intermolekularen zu intramolekularen Wechselwirkungen) [27].

a –b Normalisierte Raman-Spektren von GeTe-Filmen vor bzw. nach dem Tempern. c UV-Vis-NIR-Absorptionsspektren der GeTe-Filme vor und nach dem Tempern. (Einschub) Plot von α ² gegen Photonenenergie (hν ) der beiden GeTe-Filme. d Optische Bilder des getemperten GeTe-Films für die AFM-Messung. e AFM-Bild und Linienprofile (Einschub) zur Dickenmessung des getemperten GeTe-Films. f XRD-Spektren der GeTe-Filme vor und nach dem Tempern. g –ich XPS-Spektren von Ge 2p-, Ge 3d- und Te 3d-Kernniveaus des getemperten GeTe-Films

Um die optischen Eigenschaften der GeTe-Filme vor und nach dem Tempern zu untersuchen, wurde eine UV-Vis-NIR-Absorptionsspektroskopie mit einem Horiba iHR 320 Spektrometer durchgeführt. Abbildung 2c zeigt die UV-Vis-NIR-Absorptionsspektren beider Filme. Nach dem Tempern war ein Absorptionspeak bei 600 nm sichtbar. Der Absorptionskoeffizient des getemperten GeTe-Films war signifikant größer als der des ungetemperten Films. Darüber hinaus wurde ein abnehmender Trend des Absorptionskoeffizienten für eine zunehmende Wellenlänge im Infrarotband beobachtet. Bandlückenenergie (E _g ) der Filme können mit den folgenden Formeln bestimmt werden [29, 30]:

wo hν ist die Energie des einfallenden Photons, α ist der optische Absorptionskoeffizient, der mit hν . verbunden ist , und C ist eine Konstante. Die direkte optische Bandlücke der GeTe-Filme kann aus der Kurve von α . abgeschätzt werden ² vs. Photonenenergie (hv ) wie im Einschub von Abb. 2c gezeigt. Sie kann je nach experimentellen Bedingungen und theoretischen Modellen stark variieren [31]. In dieser Arbeit wird das geschätzte E _g der GeTe-Filme vor und nach dem Tempern betrug 0,85 bzw. 0,70 eV. Dies stimmt gut mit früheren Arbeiten anderer überein, die eine optische Bandlücke von ~ 0,85 eV für einen amorphen GeTe-Film und ~ 0,73–0,95   eV für einen kristallinen Film berichteten [32]. Eine Reduzierung von E _g wurde nach dem Tempern wegen der Fernordnung des Gitters berichtet.

Rasterkraftmikroskopie (AFM) wurde durchgeführt, um die Dicke der Filme mit AFM (SPA-400) zu bestimmen. Eine Photoresistmaske wurde verwendet, um die Probe für AFM-Messungen vorzubereiten. Abbildung 2d zeigt ein optisches Bild der vorbereiteten Probe für AFM mit einer deutlichen Grenze zwischen GeTe-Film und Substrat. Abbildung 2e zeigt eine Filmdicke von 33 ± 1.5 nm auf Si-Substraten nach dem Tempern. Das Tempern hat einen geringen Einfluss auf den Effektivwert (RMS) der Oberflächenrauhigkeit der dünnen GeTe-Filme; die RMS-Oberflächenrauheit nahm von 2,1 nm (geTe im abgeschiedenen Zustand) auf 1,4 nm (getempertes GeTe) ab.

Der Einfluss des Temperns auf die Struktur von GeTe-Nanofilmen wurde mit Röntgenbeugung (XRD) weiter untersucht. Abbildung 2f zeigt die XRD-Spektren der abgeschiedenen (blau) und getemperten (rot) GeTe-Nanofilme. Nach dem Tempern traten zwei starke Beugungspeaks bei 29,9° und 43,2° auf, die (202) bzw. (220) Gitterebenen entsprachen. Außerdem erschienen im Spektrum auch zwei schwache Beugungspeaks bei 26,0° und 53,5°, die den (021) bzw. (042) Gitterebenen entsprachen. In Kombination mit den obigen TEM-Ergebnissen ist es offensichtlich, dass der GeTe-Nanofilm während des Temperprozesses bevorzugt entlang der Gitterebenen (220) und (202) geordnet ist. Im Vergleich zu den abgeschiedenen GeTe-Filmen weist das getemperte GeTe eine drastische Änderung der Kristallphase auf; der Unterschied in den strukturbedingten optischen Eigenschaften (Absorptionsspektren) ist in Abb. 2f und c dargestellt.

Elementarzusammensetzung und chemische Bindungen an der Oberfläche von getemperten GeTe-Nanofilmen wurden durch Röntgen-Photoelektronenspektroskopie (XPS) unter Verwendung von AlKα-Strahlung mit einer Energie von 1486,6 eV untersucht. XPS-Spektren von Ge 2p-, Ge 3d- und Te 3d-Kernniveaupeaks des getemperten GeTe-Films sind in Fig. 2g, h bzw. i gezeigt. Die Ge 2p-Kernebene bestand hauptsächlich aus Ge 2p_3/2 (1220,1 eV) und Ge 2p_1/2 (1251,1 eV) Dublett-Peaks. Das Ge 3d-Kernniveau wurde in zwei Komponenten entfaltet, nämlich Ge-Te und Ge-O bei einer Bindungsenergie von 30.0 bzw. 32.8 eV. Die Te-3d-Kernebene bestand aus Ge-Te-, Te-O- und Te-Te-Komponenten. Das Te-O (Te ⁴⁺ ) Spitzen bei 576,5 eV (Te 3d_5/2 ) und 587,0 eV (Te 3d_3/2 ) in Abb. 2i wurden mit TeO₂ . assoziiert [33, 34]. Sowohl Ge 3d- als auch Te 3d-Kernniveaus des getemperten GeTe-Nanofilms wiesen sauerstoffbezogene Komponenten auf, wie in 2h bzw. i gezeigt. Es gab jedoch keine sauerstoffbezogene Komponente auf Ge 2p-Kernniveau, das sich in einer größeren Eindringtiefe befand, wie in Fig. 2g gezeigt. Darüber hinaus ist GeO₂ und TeO₂ fehlten in den XRD- und TEM-Charakterisierungen, was darauf hindeutet, dass die Oxidation von Ge- und Te-Atomen hauptsächlich an der Oberfläche des Films durch Luftsauerstoff während der Transfer- und Temperprozesse lokalisiert wurde [34] und die Oxidschicht sehr dünn war. Darüber hinaus wurden die getemperten GeTe-Filme durch eine Hall-Messung untersucht, die die p-Leitfähigkeit ergab.

Ein Prototyp eines photovoltaischen Detektors auf Basis von p-GeTe/n-Si-Heteroübergang wurde hergestellt, um die Verwendung des Materials im Bereich der Optoelektronik zu untersuchen. Die Herstellungsprozesse der Vorrichtung sind in Fig. 3a dargestellt. Abbildung 3b zeigt die Struktur des Photodetektors. Die Dicke des GeTe-Films und der Al-Elektroden betrug 33 bzw. 100 nm. Abbildung 3c und d zeigen die Reaktionszeit des Geräts. Die Anstiegszeit (t _R ) ist definiert als die Zeit, die der Strom braucht, um von 10 auf 90 % des Spitzenwertes zu steigen, während die Abklingzeit (t _D ) ist die Zeit, die benötigt wird, um den Strom von 90 auf 10 % zu verringern. Wie gezeigt, waren die Anstiegs- und Abfallzeit symmetrisch mit einer Reaktionszeit (τ) von 134 ms (z. B. (t_R + t_D )/2).

a Schematische Darstellungen zur Veranschaulichung des Herstellungsprozesses eines photovoltaischen Detektors basierend auf p-GeTe/n-Si-Heteroübergang und b die Gerätestruktur. c –d Zeitliche Photoreaktion des Geräts. e Plots von log(J )-V Eigenschaften des Photovoltaik-Detektors bei Dunkelheit (schwarze Linie) und unterschiedlichen Bestrahlungsdichten (farbige Linien). f Plots von R (Reaktionsfähigkeit)-V und g D ^* (Erkennbarkeit)-V Eigenschaften des Photovoltaik-Detektors

Die Photoreaktion des Geräts wurde von J . bewertet -V Messungen mit Keithley 2400 Sourcemeter unter Lichtbeleuchtung. Das Protokoll J vs. V Eigenschaften des von λ . bestrahlten Geräts =850 nm Licht bei unterschiedlichen Dichten von 20, 53 und 90 μW cm ⁻² und unter dunklen Bedingungen, die bei Raumtemperatur durchgeführt wurden, sind in Fig. 3e gezeigt. Aus Fig. 3e ist ersichtlich, dass die Spannung entsprechend dem Minimalwert von J _wählen (d. h. Fotostromdichte) um 0,1 V von der Spannung abweicht, die dem Mindestwert von J . entspricht _D (d. h. Dunkelstromdichte) in Richtung der positiven Vorspannung und dass die photogene Spannung unter den Lichtbedingungen erzeugt wurde. Daher hat der p-GeTe/n-Si-Heteroübergang seine potenzielle Anwendung bei der Infrarotdetektion demonstriert.

Zwei wichtige Kennzahlen für den Fotodetektor, wie die Ansprechempfindlichkeit (R ) und Detektivität (D ^* ), wurden mit den folgenden Gleichungen bestimmt [35, 36]:

wo ich _p ist der Photostrom, der dem Absolutwert des Stroms bei Bestrahlung entspricht, abzüglich des im Dunkeln, A ist die effektive Fläche des Geräts, P _wählen ist die einfallende optische Leistung, I _d ist der Dunkelstrom und q ist die Einheitsgebühr (1,6 × 10 ⁻¹⁹ C).

Die Werte von R und D ^* waren 6–15 A/W und 1–8 × 10 ¹¹ Jones (1 Jones =1 cm Hz ^1/2 W ⁻¹ ) wie aus Fig. 3f bzw. g erhalten. Das Gerät wurde bei Raumtemperatur, unverpackt und ohne Optimierung bewertet. Tabelle 1 listet die Ansprechempfindlichkeit und Detektivität einiger Infrarot-Photodetektoren auf Basis von Chalkogenid/Si-Heteroübergang auf; Es ist ersichtlich, dass GeTe/Si bei Raumtemperatur eine relativ höhere Leistung zeigt, was möglicherweise auf den großen Absorptionskoeffizienten und die direkte Bandlücke von GeTe zurückzuführen ist.

Schlussfolgerungen

Kristalline GeTe-Nanofilme wurden durch Magnetron-Sputtern und Nachglühen hergestellt. Die physikalischen, elektronischen und optischen Eigenschaften der Nanofilme vor und nach dem Tempern wurden untersucht. Nach dem Tempern bei 360 °C zeigte der Nanofilm eine Fernordnung und eine Bandlückenenergie von 0,70 eV. Ein auf dem p-GeTe/n-Si-Heteroübergang basierender photovoltaischer Detektor wurde hergestellt und zeigte eine Photoreaktion bei einer Bestrahlung von 850 nm mit einem hohen R von 6–15 A/W und D * von 1–8 × 10 ¹¹ Jones mit einer Reaktionszeit von 134 µms. Daher wurde in dieser Arbeit die Verwendung von p-GeTe/n-Si-Heteroübergang in der Infrarotdetektion demonstriert. Es hat ein enormes Potenzial für die Integration mit anderen Bereichen wie Computer und Datenspeicherung.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die Schlussfolgerungen in diesem Manuskript basieren auf den Daten (Haupttext und Abbildungen), die in diesem Papier präsentiert und gezeigt werden.

Abkürzungen

PVD:

Physikalische Gasphasenabscheidung

TEM:

Transmissionselektronenmikroskop

HRTEM:

Hochauflösendes Transmissionselektronenmikroskop

FFT:

Schnelle Fourier-Transformation

AFM:

Rasterkraftmikroskop

XRD:

Röntgendiffraktometer

XPS:

Röntgenphotoelektronenspektroskopie