(Si/Ge)n多層薄膜的設計制備及光吸收性能*

何明霞，劉勁松，李子全，曹 安，劉建寧，叢孟啟，蔣維娜，彭 潔，余 樂

(南京航空航天大學材料科學與技術學院，南京210016)

HE Mingxia，LIU Jinsong，LI Ziquan*，CAO An，LIU Jianning，CONGMengqi，JIANGWeina，PENGJie，YU Le

(College of Materials Science ＆ Technology，Nanjing University of Aeronautics＆ Astronautics，Nanjing 210016，China)

近年來，為了提高太陽能電池的轉化效率，研究者們提出了多能帶太陽能電池，即利用能帶剪裁來吸收不同部分太陽能光譜。對于Si/Ge異質結，由于Si和Ge兩種材料的能隙不同，在其界面處的帶隙會發生突然變化，出現導帶的帶價ΔEc和價帶的帶階 ΔEv，產生總帶隙 ΔEg［1］。通過控制不同的層數和合金成份，可對Si/Ge應變層的光學帶隙進行人工剪裁，擴大對太陽光波長的響應范圍。例如，Tripathi S等人研究了Si/Ge雙層膜的組成模式對薄膜結構及光性能的影響，提出可以通過調整薄膜的厚度來調整薄膜的光學帶隙，并且指明增加Si層的厚度可以降低薄膜的粗糙度［2］;Lin C H對Si/Ge/Si雙異質結太陽能電池進行了研究，發現厚度對n－Si/n－Ge/p－Si的轉化效率有很大影響，并且指出具有較大吸收系數的Ge增加了薄膜結構的吸收［3］;Kabir M I等人通過模擬分析研究了結構變化對Si基單節、多節太陽能電池的影響，結果表明，調整i層的厚度可以改變電池的轉化率［4］。由此可知，通過對薄膜結構和組分的調整，可以改善其吸光性能，擴大其對太陽能光譜的響應范圍，進而提高太陽能電池的效率。

薄膜的設計對其性能影響很大，然而制備方法也會對其性能產生影響，現階段制備Si/Ge薄膜的方法很多，例如，分子束外延法(MBE)［5－6］、化學氣相沉積法［7－9］、磁控濺射法［10－12］等。其中，磁控濺射法因具有低溫快速、較高的資源利用率和較安全的生產過程等特點被廣泛應用于Si/Ge薄膜的制備。例如，Huang Shihua等人利用磁控濺射方法制備了Ge、Si厚度分別為 5．3 nm、4．2 nm 的(Ge/Si)15納米多層膜，研究了生長條件對薄膜結構和性質的影響［10］;Tanemura S等人利用磁控濺射技術在 Si(110)襯底上制備了沒有明顯分層結構的Si/SixGe1－x薄膜，并發現x的大小及薄膜的結晶質量受濺射功率的影響［11］。Tsao Chao-Yang等人利用射頻磁控濺射法在玻璃襯底上制備了SixGe1－x:H，發現降低Si含量可使薄膜的表面粗糙度升高、結晶質量改善、光學帶隙減小［12］。本課題組也已經對Si、Ge單層薄膜的制備進行了較為詳細的研究，發現Si、Ge之間存在一定的相容性，合理的結構設計可以有效的提高其光學性能［13－15］。

基于此，本文擬設計、制備具有不同層數和層厚的(Si/Ge)n多層薄膜，著重分析在相同濺射參數下，層數和層厚對薄膜的結晶能力、層間分布及太陽能光譜響應范圍的影響。

1 實驗部分

1．1 薄膜的制備

利用JGP500型超高真空磁控濺射儀(中科院沈陽科學儀器研制中心)，以 Si圓柱形靶(純度99.999%)和Ge圓柱形靶(純度99．999%)為靶材，石英玻璃(2 m×2 mm)為襯底，采用射頻磁控濺射法連續制備具有不同層數和層厚的(Si/Ge)n多層薄膜。制備前分別用丙酮、無水乙醇和去離子水對石英玻璃進行超聲清洗15 min，并用氮氣吹干，然后將其放入主濺射室。

L1#、L2#(T3#)、L3#、T1#、T2#、T4#多層膜樣品的結構如圖1所示。在石英玻璃上交替濺射Ge、Si層，Ge層、Si層的濺射時間和周期如表1所示(圖中整個薄膜的厚度用截面掃描測得)。樣品各層濺射時靶基距均為50 mm，濺射本底真空優于 3．5×10－4Pa，濺射氣壓為 1．0 Pa，氬氣流量為10 sccm(純度 99．999%)，濺射功率為 100 W，襯底溫度為400℃。

圖1 薄膜結構圖

表1 薄膜樣品的制備條件

1．2 薄膜的表征

采用 Bruker AXS D8－AdvanceX射線衍射儀(CuKα，λ=0．154 18 nm)測定 Si/Ge多層膜的 X 射線衍射;采用 ISA/JOBIN－YVON公司的 RMS T64000型微區激光拉曼光譜儀(Ar+激光，λ=514．5 nm，光斑大小為1μm)對薄膜的結晶性能進行表征分析;薄膜的光吸收性能用UV－2550型紫外－可見分光光度計測量;薄膜的截面、表面形貌在日本Hitachi公司的S－4800型場發射掃描電子顯微鏡上攝取。

2 結果與討論

2．1 薄膜的結晶性能分析

圖2為石英玻璃及不同濺射樣品的XRD圖譜，從圖中可以觀察到，與石英玻璃類似，所有濺射樣品在2θ≈22°處均出現了一個很寬的包絡峰，該峰對應于石英襯底中SiO2的非晶衍射峰，這說明不同濺射條件下所得到的多層薄膜均未能充分結晶。并且，隨著薄膜總層數及Si單層厚度的增加，各多層膜樣品的XRD圖譜幾乎不發生改變，表明薄膜厚度的變化對結晶沒有明顯的影響。這種現象的產生可能由于在400℃、100 W、1．0 Pa的濺射條件下沉積原子的活動能力有限且沉積速率過高，限制了Si、Ge的有序生長及遷移。

圖2 石英玻璃及樣品 L1#、L2#、L3#、T1#、T2#、T3#、T4#的 XRD 圖

圖 3 L1#、L2#(T3#)、L3#、T1#、T2#、T3#、T4#多層膜 Raman 圖譜

為了詳細的判斷多層膜的結晶狀態，我們對濺射樣品做了Raman測試，如圖3所示。從圖中可以看出，所有樣品在 277 cm－1～284 cm－1，346 cm－1～389 cm－1和 427 cm－1～526 cm－1處均顯示出三個明顯的振動峰，它們分別對應于純Ge中的Ge－Ge振動鍵，Si/Ge合金中的Si－Ge振動鍵和Si/Ge合金或非晶 Si中的 Si－Si鍵［16］。一般認為，在 Raman 光譜中結晶Si在520 cm－1處會形成窄而強的Si－Si振動峰，而非晶Si在470 cm－1處形成較寬的 Si－Si振動峰;類似的情況在結晶Ge和非晶Ge也會發生，它們分別在301 cm－1和280 cm－1處會形成明顯的窄強峰和寬峰［3］。在我們的濺射樣品中，Si－Si振動峰波數位于結晶Si與非晶Si之間，Ge－Ge振動峰波數位于結晶Ge與非晶Ge之間，據此可以判斷沉積后的薄膜應為微晶結構。

比較不同層數濺射樣品的Raman圖譜(圖3a)可以看到，隨著層數增加，Si－Ge振動鍵相對強度降低，這是由于層數增多后樣品的界面擴散程度變弱的緣故。這種情況可以導致界面分布更為明顯［17］，有利于多層超晶格結構的形成;同時，Ge－Ge振動鍵強度也隨薄膜層數增加而降低，并且逐漸變為非晶包結構，這表明薄膜層數增加不利于Ge的結晶;并且，隨層數增加Si－Si振動鍵波數發生少量藍移，這表明部分結晶的Si晶粒有所增大。當層數固定為5層而變換Si層厚度時(圖3b)，可以觀察到:隨Si層厚度增加，Si－Ge振動鍵強度減弱，Ge－Ge拉曼峰逐漸變為非晶峰，這與層數增加時振動峰強度變化一致。

根據上述結果可以看出，當Si層濺射時間為360 s、480 s時，Si－Ge 拉曼峰強度較小，Si－Si振動鍵對應的拉曼峰較窄，表明該濺射條件下薄膜的界面較為清晰平整。為進一步定量分析濺射多層膜的結晶情況，我們選擇了 L2#(T3#)、L3#、T4#三個濺射樣品，對其Raman光譜進行了Gaussian擬合。圖4為擬合結果，樣品L2#(T3#)、L3#、T4#的拉曼峰被分為結晶峰和非晶峰兩部分，根據晶化率(η)公式［18］:

其中，Imc為擬合得到的結晶峰的面積，Ia為擬合得到的非晶峰的面積。

可以計算出L2#(T3#)、L3#、T4#多層膜的晶化率分別為 16．4%、16．2%、10．9%。可以看出，厚度不變層數增加是樣品的晶化率變化很弱，而層數不變Si層厚度增加時樣品的晶化率明顯減小。比較來說，界面擴散程度較弱，界面分層較為明顯的情況下，樣品L2#(T3#)的結晶率最高。

圖4 樣品L2#(T3#)、L3#、T4#的Gaussian擬合曲線及擬合峰參數

2．2 薄膜的表界面分析

為了詳細了解多層膜的各層分布，對樣品做了截面FESEM測試(如圖5)。從圖中可以看出各濺射樣品均具有明顯的多層結構，層與層之間有明顯的界面，表明三個濺射樣品層間擴散作用較弱，這與Raman測試結果相一致。根據圖片可以計算出薄膜的總厚度，結果如表1所示。并且由此可估算Si、Ge的濺射速率分別為15 nm/min、17 nm/min。圖中截面突起或不平整的褶皺可能是由于樣品切割過程中斷口不平整及留有碎屑導致的。

圖5 樣品L2#(T3#)、L3#、T4#的截面FESEM圖

濺射樣品的表面形貌如圖6所示。可以看出，沉積的(Ge/Si)n多層薄膜都是由顆粒團簇聚集而成，這主要因為在薄膜沉積過程中，通常先形成孤立狀的核，后續沉積的Ge(Si)原子不斷地被小島俘獲，在孤島狀的核上不斷沉積、擴散、長大，最后聯接合并為致密的Ge/Si薄膜。并且可以看出，薄膜層數的增加和單層Si厚度的增加，有利于大的顆粒團簇的產生，薄膜出現有許多小團簇構成的較大的顆粒團簇。比較圖6(d)、圖6(f)可知，單層Si厚度的增加對薄膜表明團簇大小的影響較大，這可能是由于隨著Si單層膜厚度的增加，Si原子的堆積程度提高，以同一孤立顆粒為核的團簇在生長過程中相遇而致。相對與圖6(b)、圖6(d)來說，圖6(f)的顆粒團簇較大、表面較為平整，這主要是因為隨著Si層厚度的增加，Si原子的沉積速率增加，進而導致Si在同一表面上的生長速率增加;同時，由于Si可以降低薄膜的表面粗超度，因此當Si當層厚度增加時，薄膜的粗糙度有所降低［2］。

圖6 樣品 L2#(T3#)、L3#、T4#的 FESEM 圖

2．3 薄膜的吸收性能

為了分析多層薄膜對太陽能光譜的響應范圍，對制備的濺射樣品進行了紫外－可見吸收光譜測試(如圖7所示)。由圖7(a)中可觀察到，隨著薄膜層數的增加，薄膜的吸收邊發生紅移，對太陽能光譜的響應范圍加寬，證明了薄膜的光學帶隙減小。同時，可觀察到樣品L1#、L2#(T3#)、L3#的紫外－可見吸收光譜都具有低吸收區、指數吸收區、高吸收區三個吸收區，由于低吸收區一般直接來源于缺陷態的躍遷［18］，缺陷在光吸收過程中起不良復合中心的作用，與濺射態多層膜的質量相關。相比較來說，樣品L1#、L2#(T3#)的質量比L3#好。

圖7(b)表明，樣品T1#、T2#、T3#、T4#在高吸收區的變化比圖7(a)要大，由于高吸收區主要來自材料的本征吸收，這可能是由于隨著Si層厚度的增加，Ge的相對含量減小的緣故。同時可以觀察到吸收邊發生少量紅移，這說明樣品層數相同時，Si層厚度改變、Ge層厚度不變的情況下，薄膜對太陽能光譜的響應范圍變換不大，進一步說明在所設計的薄膜樣品中，單層Si濺射時間的增加對薄膜的光學帶隙的影響較小，薄膜對太陽能光譜的響應范圍變化不大。

圖 7 L1#、L2#(T3#)、L3#、T1#、T2#、T3#、T4#多層膜的紫外－可見光吸收譜

樣品的透過率及膜厚已知，我們可以通過Tauc公式來計算各多層膜樣品的光學帶隙(Eopt)。

其中α=－(ln T)/D(D為膜厚，T為透過率)，如表2所示。

表2 具有不同層數和層厚的多層膜樣品的光學帶隙 E opt/eV

從計算出的光學帶隙可以看出:隨著薄膜層數的增加，樣品的光學帶隙逐漸減小;隨著Si單層膜厚度的增加，樣品的光學帶隙變化不明顯。這種變化規律與紫外－可見光吸收譜結果一致。

3 結論

用磁控濺射方法獲得了不同層數和層厚的(Si/Ge)n多層薄膜，多層膜層數和Si層厚度對薄膜結構和性能有明顯影響。在濺射溫度為400℃、濺射功率為100 W、濺射氣壓為1 Pa、Ar流量為10 sccm的條件下制備的薄膜由顆粒團簇的微晶結構構成，層與層之間界面可明顯區分。濺射時間和薄膜層數影響薄膜的擴散和晶化率。(Si/Ge)n多層薄膜在可見光范圍內有較寬的吸收，薄膜層數增加可擴大太陽能光譜的響應范圍，增加Si單層膜厚度對光吸收范圍的影響較小。

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