Hochleistungs-Infrarot-Photovoltaik-Detektor bei Raumtemperatur mittels p-GeTe/n-Si-Heteroübergang

Zusammenfassung

GeTe ist ein wichtiges Halbleitermaterial mit schmaler Bandlücke und findet Anwendung in Phasenwechselspeichern und Spintronik-Bauelementen. Bisher wurde es jedoch nicht für Infrarot-Photovoltaik-Detektoren bei Raumtemperatur untersucht. Hier wurden GeTe-Nanofilme durch Magnetron-Sputtern hergestellt und hinsichtlich ihrer physikalischen, elektrischen und optischen Eigenschaften charakterisiert. Ein hochleistungsfähiger Infrarot-Photovoltaik-Detektor basierend auf GeTe/Si-Heteroübergang mit einer Detektivität von 8 × 10¹¹ Jones bei 850 nm Bestrahlung bei Raumtemperatur wurde demonstriert.

Hintergrund

Infrarotdetektoren wecken großes Interesse aufgrund vielfältiger potenzieller Anwendungen in Nachtsichtbildgebung, Sicherheit, Fernerkundung, Lebensmittelinspektion, Biologie und anderen Bereichen [1,2,3]. Generell nutzen photovoltaische Infrarotdetektoren Minoritätsladungsträgereffekte, was zu kurzen Ansprechzeiten führt, ideal für Bildgebungs- und Sensoranwendungen. HgCdTe-basierte Infrarotdetektoren sind gut etabliert [4, 5]. Allerdings verhindert der Gitterfehlpass von HgCdTe und Si die Integration von Detektions- und Datenverarbeitungseinheiten, was zu kostspieligen Systemen führt und Miniaturisierung behindert.

Es gab umfangreiche Forschungsaktivitäten zur Entwicklung verschiedener Heterostrukturen basierend auf zweidimensionalen Materialien auf verschiedenen Substraten [6,7,8,9]. Die resultierenden Heterostrukturen beruhen auf Van-der-Waals-Wechselwirkungen [10], ohne Erfordernis von Gitteranpassung der verschiedenen Materialien.

GeTe-Material hat in jüngster Zeit große Aufmerksamkeit erregt [11,12,13,14,15]. Es gilt als starker Kandidat für nächste-Generation-Speichertechnologie, da das Material unterschiedliche physikalische, elektrische und optische Eigenschaften in amorphem und kristallinem Zustand aufweist [16,17,18,19,20,21]. GeTe kann auch zu verdünntem magnetischem Halbleiter gemacht werden, wichtig für Spintronik-Bauelemente [15, 22, 23]. Wenn die einzigartigen Speicher- und Rechenmerkmale von GeTe zur Entwicklung neuartiger Bauelemente integriert werden können, wird dies zu signifikantem Fortschritt in der Computertechnologie führen.

Zudem wird die Fähigkeit, Photovoltaik-Detektoren basierend auf zweidimensionalem GeTe und Si-Heteroübergang zu entwickeln, bahnbrechende Technologie ermöglichen aufgrund ihrer Kompatibilität mit Si-Schaltkreisen und GeTe-basierten Spintronik-Prozessen. Dies wird nahtlose und schnelle Verbindung von Photovoltaik-Detektoren im Computing-Bereich erleichtern. Wichtig: Die Technologie eignet sich für Miniaturisierung bei niedrigen Kosten.

In dieser Arbeit wurden p-typige GeTe-Nanofilme durch Magnetron-Sputtern und Glühverfahren hergestellt. Physikalische, elektronische und optische Eigenschaften der Nanofilme wurden untersucht. Schließlich wurde ein Photovoltaik-Detektor basierend auf p-GeTe/n-Si-Heteroübergang gefertigt und seine Leistung charakterisiert.

Methoden

Das Bauelement wurde mittels folgender Prozesse gefertigt. Zunächst wurde ein n-typiger einkristalliner Silizium (Si) Substrat durch chemisches Badverfahren mit einer gemischten Lösung aus H₂O zu H₂O₂ zu NH₃·H₂O (3:1:1) bei 80 °C für 30 min gereinigt und unter Luftstrom getrocknet. GeTe-Film wurde dann durch Magnetron-Sputtern direkt auf das gereinigte Substrat bei 5 Pa Druck für 120 s aus einem Initialvakuum von 6,0 × 10⁻⁴ Pa abgeschieden. Anschließend wurde der Film in Kupferfolie gewickelt und in einem Vakuumofen bei 360 °C für 10 min geglüht. Das Glühverfahren basierte auf Vorversuchen und zuvor berichteten Phasenübergangstemperaturen des Materials in der Literatur [18, 24,25,26]. Schließlich wurde ein Paar Aluminium (Al) Elektroden auf GeTe-Film und Si-Substrat mittels Physical Vapor Deposition (PVD) Technik (bei 7,0 × 10⁻⁵ Pa Druck) durch Schattenmaske aufgedampft. Die Dicke der Al-Elektroden betrug ca. 100 nm, gemessen durch Quarzoszillator während der Abscheidung. Die effektive Bauelementfläche betrug 1,5 mm². Abbildung 1a und b illustrieren Magnetron-Sputtern und Ofenglühprozesse. Abbildung 1c und d zeigen as-deposited und geglühte GeTe-Filme auf Quarzsubstrat.

Abbildung 1: a Magnetron-Sputtern von GeTe-Film auf Si-Substrat. b Nachglühen des GeTe-Films. c Optische Bilder von as-deposited und d geglühten GeTe-Filmen auf Quarzsubstrat. e–f TEM-Bilder und FFT-Muster (Inset) des geglühten GeTe-Films. g Linienprofile der Gitterstreifen der (202) und (220) Kristallebenen wie in oberem und unterem Panel gezeigt. h–j Schematische Diagramme der Kristallstrukturen.

Ergebnisse und Diskussion

Hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM) Bilder des geglühten GeTe-Films sind in Abb. 1 e und f gezeigt. Die Insets zeigen Fast-Fourier-Transform (FFT) Muster des GeTe-Films. Kristallebenen-Indizes sind auf den Bildern angegeben. Nach diesen Ergebnissen wies der geglühte GeTe-Film gute Kristallinität auf. Abb. 1g zeigt Linienprofile der Gitterstreifen aus Abb. 1e und f. Obere und untere Linienprofile in Abb. 1g entsprechen (202) und (220) Kristallebenen des GeTe-Films mit Gitterstreifenabstand von 0,294 bzw. 0,209 nm. Schematisches Diagramm der GeTe-Gitterstruktur in Abb. 1h. Abb. 1i und j zeigen Kristallebenen-Modelle von GeTe wie in Abb. 1e und f beobachtet.

Ramanspektroskopie wurde durchgeführt, um Struktur der GeTe-Filme vor und nach Glühen mit einem Renishaw inVia Raman-Mikroskop mit Argon-Ionen-Laser bei 514 nm Anregungswellenlänge zu untersuchen. Abb. 2a und b zeigen normierte Ramanspektren von as-deposited und geglühten GeTe-Films. Ergebnisse stimmen gut mit Literatur [27, 28] überein. Drei markante Bänder zwischen 100 und 300 cm⁻¹ in Abb. 2a bei 124,8, 161,8 und 223,5 cm⁻¹ (Bänder B, C, D). Nach Glühen signifikante Reduktion von Band D und Auftreten von Band A bei 108,1 cm⁻¹ (Abb. 2b). Bänder B, C, D wurden um 1,1, 5,3 und 21,9 cm⁻¹ rotverschoben. Dies wird struktureller Transformation des GeTe-Films zugeschrieben mit Reduktion des Unordnungsgrads (z. B. Verhältnis intermolekularer zu intramolekularer Wechselwirkungen) [27].

Abbildung 2: a–b Normierte Ramanspektren von GeTe-Filmen vor und nach Glühen. c UV-Vis-NIR Absorptionsspektren der GeTe-Filme vor und nach Glühen. (Inset) Plot von α² versus Photonenenergie (hν) der beiden GeTe-Filme. d Optische Bilder des geglühten GeTe-Films für AFM-Messung. e AFM-Bild und Linienprofile (Inset) für Dickenmessung des geglühten GeTe-Films. f XRD-Spektren der GeTe-Filme vor und nach Glühen. g–i XPS-Spektren von Ge 2p, Ge 3d, Te 3d Kernlevels des geglühten GeTe-Films.

Zur Untersuchung optischer Eigenschaften der GeTe-Filme vor und nach Glühen wurde UV-Vis-NIR Absorptionsspektroskopie mit Horiba iHR 320 Spektrometer durchgeführt. Abb. 2c zeigt UV-Vis-NIR Absorptionsspektren beider Filme. Nach Glühen war ein Absorptionspeak bei 600 nm apparent. Absorptionskoeffizient des geglühten GeTe-Films war signifikant größer als der des ungeglühten Films. Zudem wurde abnehmender Trend des Absorptionskoeffizienten bei steigender Wellenlänge im Infrarotbereich beobachtet. Bandlückenenergie (E_g) der Filme kann mittels folgender Formel bestimmt werden [29, 30]:

$$ \alpha^2 (h\nu) = C (h\nu - E_g) $$ (1)

wobei hν Energie des einfallenden Photons, α optischer Absorptionskoeffizient assoziiert mit hν, und C Konstante ist. Der direkte optische Bandabstand der GeTe-Filme kann aus der Kurve α² vs. Photonenenergie (hv) geschätzt werden (Inset Abb. 2c). Er kann stark variieren je nach experimentellen Bedingungen und theoretischen Modellen [31]. In dieser Arbeit betrug geschätztes E_g der GeTe-Filme vor und nach Glühen 0,85 bzw. 0,70 eV. Dies stimmt gut mit Vorarbeiten überein, die optischen Bandabstand von ~0,85 eV für amorphes GeTe und ~0,73–0,95 eV für kristallines GeTe berichteten [32]. Eine Reduktion von E_g nach Glühen wurde aufgrund langreichweitiger Ordnung des Gitters berichtet.

Rasterkraftmikroskopie (AFM) wurde durchgeführt, um Filmdicke mit AFM (SPA-400) zu bestimmen. Photoresistmaske wurde zur Probenvorbereitung für AFM-Messungen verwendet. Abb. 2d zeigt optisches Bild der vorbereiteten Probe für AFM mit offensichtlicher Grenze zwischen GeTe-Film und Substrat. Abb. 2e offenbart Filmdicke von 33 ± 1,5 nm auf Si-Substraten nach Glühen. Glühen hat geringen Einfluss auf quadratische Mittelrauheit (RMS) der GeTe-Dünnfilme; RMS-Rauheit verringerte sich von 2,1 nm (as-deposited GeTe) auf 1,4 nm (geglühtes GeTe).

Einfluss des Glühens auf Struktur der GeTe-Nanofilme wurde weiter mittels Röntgenbeugung (XRD) untersucht. Abb. 2f zeigt XRD-Spektren von as-deposited (blau) und geglühten (rot) GeTe-Nanofilmen. Zwei starke Beugungspeaks bei 29,9° und 43,2°, korrespondierend zu (202) und (220) Gitterebenen, erschienen nach Glühen. Zusätzlich erschienen zwei schwache Beugungspeaks bei 26,0° und 53,5°, korrespondierend zu (021) und (042) Gitterebenen. In Kombination mit TEM-Ergebnissen ist evident, dass GeTe-Nanofilm während Glühprozess bevorzugt entlang (220) und (202) Gitterebenen ordnete. Im Vergleich zu as-deposited GeTe-Filmen zeigt geglühtes GeTe drastische Änderung der Kristallphase; der Unterschied in strukturbezogenen optischen Eigenschaften (Absorptionsspektren) zeigt sich in Abb. 2f und c.

Elementarzusammensetzung und chemische Bindungen an Oberfläche geglühten GeTe-Nanofilms wurden mittels Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS) mit AlKα-Strahlung (1486,6 eV) untersucht. XPS-Spektren von Ge 2p, Ge 3d und Te 3d Kernlevelpeaks des geglühten GeTe-Films in Abb. 2g, h, i. Ge 2p Kernlevel bestand hauptsächlich aus Ge 2p_3/2 (1220,1 eV) und Ge 2p_1/2 (1251,1 eV) Doublet-Peaks. Ge 3d Kernlevel wurde in zwei Komponenten dekonvolutiert: Ge-Te und Ge-O bei Bindungsenergie 30,0 bzw. 32,8 eV. Te 3d Kernlevel bestand aus Ge-Te, Te-O und Te-Te Komponenten. Te-O (Te⁴⁺) Peaks bei 576,5 eV (Te 3d_5/2) und 587,0 eV (Te 3d_3/2) in Abb. 2i assoziiert mit TeO₂ [33, 34]. Beide Ge 3d und Te 3d Kernlevels geglühten GeTe-Nanofilms zeigten sauerstoffbezogene Komponenten (Abb. 2h, i). Keine sauerstoffbezogene Komponente bei Ge 2p Kernlevel, welcher größere Eindringtiefe hatte (Abb. 2g). Zudem waren GeO₂ und TeO₂ in XRD- und TEM-Charakterisierungen absent, was suggeriert, dass Oxidation von Ge und Te Atomen primär an Filmoberfläche durch atmosphärischen Sauerstoff während Transfer- und Glühprozessen [34] lokalisiert war und Oxidschicht sehr dünn war. Zusätzlich zeigten Hall-Messungen an geglühten GeTe-Filmen p-Typ-Leitfähigkeit.

Ein Prototyp-Photovoltaik-Detektor basierend auf p-GeTe/n-Si-Heteroübergang wurde gefertigt, um Einsatz des Materials in Optoelektronik zu erforschen. Bauelementfertigungsprozesse in Abb. 3a illustriert. Abb. 3b zeigt Struktur des Photodetektors. GeTe-Film und Al-Elektroden Dicke betrug 33 bzw. 100 nm. Abb. 3c und d zeigen Ansprechzeit des Bauelements. Anstiegszeit (t_R) definiert als Zeit für Stromanstieg von 10 auf 90 % des Peaks, Abfallzeit (t_D) als Zeit für Stromabfall von 90 auf 10 %. Wie gezeigt, waren Anstiegs- und Abfallzeit symmetrisch mit Ansprechzeit (τ) von 134 ms (z. B. (t_R + t_D)/2).

Abbildung 3: a Schematische Diagramme der Fertigungsprozesse des Photovoltaik-Detektors basierend auf p-GeTe/n-Si-Heteroübergang und b Bauelementstruktur. c–d Temporale Photoresponse des Bauelements. e Plots von log(J)-V Charakteristiken des Photovoltaik-Detektors im Dunkeln (schwarze Linie) und bei verschiedenen Bestrahlungsdichten (farbige Linien). f Plots von R (Responsivität)-V und g D^* (Detektivität)-V Charakteristiken des Photovoltaik-Detektors.

Photoresponse des Bauelements wurde aus J-V Messungen mit Keithley 2400 Sourcemeter unter Lichtbeleuchtung evaluiert. Log J vs. V Charakteristiken des Bauelements bestrahlt mit λ = 850 nm Licht bei Dichten 20, 53, 90 µW cm⁻² und im Dunkeln bei Raumtemperatur in Abb. 3e. Aus Abb. 3e ersichtlich: Spannung entsprechend Minimum von J_opt (Photostromdichte) deviierte um 0,1 V von Spannung entsprechend Minimum von J_D (Dunkelstromdichte) in Richtung positiver Bias, und photogenische Spannung wurde unter Lichtbedingungen erzeugt. Daher demonstrierte p-GeTe/n-Si-Heteroübergang potenzielle Anwendung in Infrarotdetektion.

Zwei wichtige Gütekenngrößen für Photodetektoren, Responsivität (R) und Detektivität (D^*), wurden mittels folglicher Gleichungen bestimmt [35, 36]:

$$ R = \frac{I_p}{A P_{opt}} $$ (2)

$$ D^* = \frac{R \sqrt{A}}{\sqrt{2q |I_d|}} $$ (3)

wobei I_p Photostrom = Betrag von Strom unter Bestrahlung minus Dunkelstrom, A effektive Bauelementfläche, P_opt einfallende optische Leistung, I_d Dunkelstrom, q Elementarladung (1,6 × 10⁻¹⁹ C).

Werte von R und D^* betrugen 6–15 A/W und 1–8 × 10¹¹ Jones (1 Jones = 1 cm Hz^1/2 W⁻¹) aus Abb. 3f und g. Bauelement wurde bei Raumtemperatur, ungepackt, ohne Optimierung evaluiert. Tabelle 1 listet Responsivität und Detektivität einiger Infrarot-Photodetektoren basierend auf Chalkogenid/Si-Heteroübergang; GeTe/Si zeigt relativ höhere Leistung bei Raumtemperatur, möglicherweise aufgrund großer Absorptionskoeffizient und direktem Bandabstand von GeTe.

Schlussfolgerungen

Kristalline GeTe-Nanofilme wurden durch Magnetron-Sputtern und Nachglühen hergestellt. Physikalische, elektronische und optische Eigenschaften der Nanofilme vor und nach Glühen wurden untersucht. Nach Glühen bei 360 °C zeigte Nanofilm langreichweitige Ordnung und Bandlückenenergie von 0,70 eV. Photovoltaik-Detektor basierend auf p-GeTe/n-Si-Heteroübergang wurde gefertigt und zeigte Photoresponse bei 850 nm Bestrahlung mit hoher R von 6–15 A/W und D* von 1–8 × 10¹¹ Jones bei Ansprechzeit 134 ms. Damit wurde Einsatz von p-GeTe/n-Si-Heteroübergang in Infrarotdetektion demonstriert. Enormes Potenzial für Integration mit anderen Feldern wie Computing und Datenspeicherung.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die Schlussfolgerungen dieses Manuskripts basieren auf den Daten (Haupttext und Abbildungen), die in diesem Paper präsentiert und gezeigt werden.

Abkürzungen

PVD:

Physical Vapor Deposition (Physikalische Gasphasenabscheidung)

TEM:

Transmissionselektronenmikroskop

HRTEM:

Hochauflösendes Transmissionselektronenmikroskop

FFT:

Fast Fourier Transform (Schnelle Fourier-Transformation)

AFM:

Rasterkraftmikroskop

XRD:

Röntgenbeugung

XPS:

Röntgenphotoelektronenspektroskopie