автореферат диссертации по электронике, 05.27.06, диссертация на тему:Фотопроводимость и плотность состояний в a-Si: H и сплавах на его основе

Введение

ГЛАВА 1. Особенности структуры и электрофизических свойств a-Si.H.

1.1. Основные особенности свойств и область применения а

Si:H.

1.2. Модели энергетических состояний в неупорядоченных полупроводниках и методы определения энергетического распределения плотности состояний в щели по подвижности аморфного полупроводника.

1.2.1. ЭПР и светоиндуцированный ЭПР.

1.2.2. Оптические методы исследований.

1.3. Существующие подходы к определению плотности состояний по данным фотопроводимости.

1.3.1. Статистика неравновесных носителей заряда в аморфных полупроводниках.

1.3.2. Расчет плотности локализованных состояний по данным измерения фотопроводимости.

1.3.3. Методика моделирования Шена и Вагнера. щ

1.3.4. Методика моделирования Мак-Махона и Кси.

1.3.5. Методика моделирования Моргадо.

1.3.6. Методика моделирования Трана. 31 Выводы по главе 1.

Глава 2. Методика исследования оптических и электрофизических свойств a-Si:H и сплавов на его основе.

2.1. Особенность получения пленок в низкочастотной плазме тлеющего разряда (55 кГц).

2.1.1. Оборудование для осаждения слоев a-Si:H в плазме 'ц< низкочастотного (55 кГц) тлеющего разряда. Щ

2.2. Методы исследования структуры и электрофизических свойств a-Si:H.

2.2.1. Вторичная ионная масс-спектрометрия (ВИМС).

2.2.2. Рентгеновский микрозондовый анализ (РМА).

2.2.3. Метод обратного рассеяния Резерфорда (ОРР). з!|

2.2.4. ИК-спектроскопия.

2.2.5. Определение оптических констант тонких пленок a-Si:H по спектрам оптического пропускания.

2.2.6. Метод постоянного фототока.

2.2.7. Электронный парамагнитный резонанс и состояния дефектов в a-Si:H.

2.3. Методика измерения фотопроводимости.

2.4. Выводы по главе 2.

Глава 3 Методика моделирования и природа локализованных состояний собственного a-Si:H.

3.1. Моделирование фотопроводимости и природа глубоких состояний в a-Si:H.

3.1.1. Результаты моделирования фотопроводимости с использованием существующих методик.

3.1.2. Природа глубоких состояний и парамагнитные центры в a-Si:H.

3.2. Моделирование фотопроводимости с учетом прыжкового транспорта носителей заряда на локализованных состояниях хвостов зон. 6jlf«

3.3. Природа локализованных состояний в собственном аморфном гидрогенизированном кремнии.

3.5. Выводы по главе 3.

Глава 4. Фотопроводимость и плотность состояний в a-SiGe:H.

4.1. Особенности процесса получения и микроструктура пленок a-SiGe:H.

4.1.1. Химический состав и скорость роста пленок a-SiGe:H, полученных методом НЧ тлеющего разряда.

4.1.2. Особенности микроструктуры пленок a-SiGe:H, полученных методом НЧ тлеющего разряда.

4.2. Оптические и электрофизические свойства a-SiGe:H.

4.3. Моделирование фотопроводимости и природа локализованных состояний в a-SiGe:H.

4.4 Выводы по главе 4.

Глава 5. Фотопроводимость и плотность состояний в а-SiC.H Щ

5.1. Особенности процесса получения и микроструктура пленок a-SiC:H.

5.1.1. Химический состав и скорость роста пленок a-SiC:H, полученных методом НЧ тлеющего разряда.

5.1.2. Особенности микроструктуры пленок a-SiC:H, полученных методом НЧ тлеющего разряда.

5.2. Оптические и электрофизические свойства a-SiC:H.

5.3. Моделирование фотопроводимости и природа локализованных состояний в a-SiC:H. 11||;

5.4. Выводы по главе 5. 121 Основные результаты и выводы. 123 Литература 127 Приложения.

Бурное развитие различных областей твердотельной электроники и микроэлектроники стимулировало рост номенклатуры используемых материалов, в том числе и неупорядоченных полупроводников. Данные материалы находят применение, как дешевые преобразователи энергии, адресуемые матричные элементы для жидкокристаллических экранов, сенсорные элементы твердотельной электроники, различные компоненты оргтехники и другие. В частности a-Si:H и сплавы на его основе широко используется при изготовлении фотовольтаических преобразователей энергии, таких как фотодатчики, ИК-датчики и тандемные и тройные солнечные батареи. Использование аморфных сплавов позволяет увеличить эффективность использования солнечного спектра и повысить КПД изготавливаемых приборов [1]. Однако, при использовании стандартных методов осаждения скорость роста пленок невелика (1-4 А/с [2]), что затрудняет промышленное использование аморфных материалов. Представленный нами метод осаждения в плазме тлеющего разряда (55 кГц) позволяет значительно повысить скорость осаждения (до 14 А/с) [3]. Однако, увеличение скорости роста как правило приводит к формированию развитой микроструктуры пленок и как следствие к ухудшению электрофизических параметров аморфного полупроводника [4]. В результате, в подобных пленках может быть заметным вклад прыжкового механизма в проводимость.

Дополнительные проблемы возникают при практическом использовании аморфных сплавов a-SiGe:H и a-SiC:H для целей оптоэлектроники. Известно, что с изменением концентрации германия или углерода в пленке изменяется и плотность локализованных состояний в щели подвижности, что влияет на фоточувствительность пленок a-SiGe:H и a-SiC:H [2-6]. Природа такого изменения свойств на сегодняшний день остается не ясной, так как, учитывая небольшие различия в размерах атомов германия и кремния, не следовало ожидать каких-либо существенных изменений в плотности локализованных состояний. В этой связи, анализу природы изменения фоточувствительности с увеличением концентрации Ge в пленках посвящено большое число работ. В ряде работ [7] этот эффект связан с процессом перераспределения атомов водорода между атомами кремния и германия, приводящим к изменению плотности центров рекомбинации, локализованных в середине щели подвижности a-SiGe:H. В других работах изменение фоточувствительности с ростом концентрации Ge в пленке объясняется увеличением топологического беспорядка [8], приводящего к увеличению плотности локализованных состояний на хвостах зон и, соответственно, к уменьшению подвижности носителей заряда. Сплавы кремния с углеродом, в свою очередь, очень чувствительны к технологии изготовления. Так, с увеличением концентрации метана в газовой фазе происходит образование графитоподобной компоненты, что ухудшает оптические и электрофизические свойства материала. Причины образования графитоподобной компоненты также остаются неясными. Таким образом, на сегодняшний день вопрос о природе и энергетическом распределении плотности локализованных состояний в щели подвижности сплавов остается открытым, что затрудняет целенаправленное получение аморфного гидрогенизированного кремния и сплавов на его основе с оптимальными для оптоэлектрических приборов свойствами.

При изготовлении оптоэлектронных приборов на основе аморфных полупроводников необходимо обеспечить формирование слоев «приборного качества» с высокой фоточувствительностью ^ph/c;d30o (не менее 100) и плотностью дефектов в щели подвижности материала, не превышающей 1018 см"3. Однако, получение слоев «приборного качества», оптимизация технологии осаждения тонких пленок невозможны без разработки надежных методов моделирования фотопроводимости, позволяющих определять спектр плотности состояний в щели подвижности аморфных полупроводников.

На сегодняшний день разработано большое количество методик моделирования, учитывающих различный характер распределения 7 центров рекомбинации в щели подвижности a-Si:H. Однако, данные методики не рассматривали вклад прыжковой проводимости по локализованным состояниям хвостов зон. В тоже время заметный вклад прыжкового механизма транспорта носителей заряда может быть связан с большой плотностью локализованных состояний на хвостах зон. В связи с этим, в данной работе для учета состояний на хвостах зон на основе подхода Шена-Вагнера был разработан метод моделирования фотопроводимости, учитывающий прыжковый механизм транспорта носителей заряда.

На основе совместного анализа результатов моделирования температурных и генерационных зависимостей фотопроводимости и данных измерений спектров ИК поглощения и измерений метода постоянного фототока, исследованы оптические и электрофизические свойства и природа энергетических состояний в щели подвижности a-Si:H и его сплавов с германием и углеродом, сформированных высокоскоростным методом осаждения в низкочастотной (55 кГц) плазме тлеющего разряда с целью оптимизации условий осаждения пленок для получения слоев «приборного качества».

Проведенные исследования позволили провести оптимизацию технологических параметров осаждения аморфного гидрогенизированного крмемния и его сплавов с германием и углеродом.

Общие выводы.

1. Разработана методика измерения фотоэлектрических свойств аморфных полупроводников, в основе которых лежит комплекс последовательных измерений фотопроводимости в зависимости от уровня генерации и температуры. Данная методика позволяет проводить измерения фотопроводимости в диапазоне интенсивностей излучения от 1014 до 1017 фотон-с"1-см"2 и температур от 300 до 550 К со скоростью нагрева образца 5 К/мин.

2. Совместный анализ данных ЭПР и результатов моделирования фотопроводимости с использованием существующих подходов показал, что природа рекомбинационных центров, формирующих глубокие уровни в a-Si:H, обусловлена парамагнитными состояниями дефектов типа «оборванная связь».

3. Разработана новая методика моделирования фотопроводимости, заключающаяся в трехэтапном последовательном моделировании температурных и генерационных зависимостей фотопроводимости. Данный подход позволяет учесть вклад прыжкового механизма транспорта носителей заряда в интегральную фотопроводимость и, таким образом, оценить распределение плотности локализованных состояний на хвостах зон, непосредственно не участвующих в процессах рекомбинации.

4. Установлено, что с ростом температуры подложки в процессе получения a-Si:H, плотность глубоких состояний, имеющих гауссову форму распределения, незначительно возрастает, а положение максимума их распределения закрепляется вблизи уровня Ферми на расстоянии не более 0,05 эВ. При этом локализованные состояния, определяемые степенью структурной разупорядоченности, распространяются от краев зон в середину щели подвижности не более чем на 0,1 эВ.

5. С использованием полученных результатов проведена оптимизация технологии получения a-Si:H, позволившая достигнуть минимальной плотности дефектов в материале (91016 см"3), минимальной протяженности хвостов зон (0,07 эВ) и максимальной фоточувствительности (3,6 103) при температуре подложки 225 6С.

6. Совместный анализ результатов моделирования и ИК-спектроскопии показал, что в a-Si:H за образование дефектов отвечает процесс перераспределения водорода от связей (Si-H2)str к (Si-H)str, В результате данного процесса возрастает плотность глубоких состояний, обусловлена дефектами типа оборванная связь.

7. Анализ данных ИК-спектроскопии позволил установить, что первоначальное введение германа в газовую смесь приводит к увеличению концентрации водорода в пленке, связанного в конфигурацию связей Si-H и Si-H2. При дальнейшем увеличении концентрации GeH4 в смеси до 27,5 % происходит замена Si-H связей на Ge-H, а при RGe, больше 27,5%, появляются связи (Ge-Hn)pacT, связанные с возникновением микроструктуры, обусловленной атомами Ge. Увеличение температуры подложки приводит к уменьшению концентрации водорода, связанного в конфигурацию связей Si-H, Si-Hn и Ge-H.

8. Совместный анализ результатов моделирования фотопроводимости с учетом прыжкового механизма транспорта носителей заряда и метода постоянного фототока позволил установить, что при начальном увеличении германа в газовой смеси, происходит уменьшение плотности локализованных состояний выше уровня Ферми и их увеличение в нижней части щели по подвижности. При высокой концентрации германия в пленке плотность локализованных состояний, обусловленная степенью структурной разупорядоченности, резко возрастает.

9. Установлено, что при начальном введении германия в a-Si:H рекомбинационные центры, расположенных выше уровня Ферми, обусловлены оборванными связями атомов кремния, а локализованные состояния в нижней части щели по подвижности -оборванными связями атомов германия. Значительное увеличение содержания германия в пленке приводит к увеличению степени структурного разупорядочения аморфной сетки за счет кластеризации Ge-Ge-связвй.

10. По полученным данным проведена оптимизация технологии получения пленок a-SiGe:H. В результате, при концентрации GeH4 в газовой фазе - 16,7 % и температуре осаждения материала ниже 1756С, ширина запрещенной зоны равна 1,47 эВ, плотность состояний составляет 7-1016 см"3, а фоточувствительность имеет величину порядка 1,7 104.

11. В результате анализа данных ИК-спектроскопии установлено, что увеличение оптической ширины запрещенной зоны сопровождается увеличением концентрации Si-CH3 связей и, таким образом, углерода в пленке. Увеличение интенсивности полосы поглощения моды качания Si-CHn приводит к увеличению разупорядочения структуры, обусловленного углеродом и водородом. Использование импульсного режима при осаждении a-SiC:H приводит к значительной модификации микроструктуры формируемых слоев, а именно к уменьшению концентрации атомов углерода в пленке, образующих связи Si-C и СН3.

12. Моделирование генерационных и температурных зависимостей фотопроводимости сплавов a-SiC:H позволило установить, что с увеличением концентрации углерода в пленке плотность состояний вблизи уровня Ферми возрастает и не зависит ни от режима горения разряда, ни от температуры подложки. В то же время интегральная плотность состояний, определенная с помощью МПФ, для пленок, полученных в импульсном режиме ниже, чем для пленок, полученных в непрерывном режиме, что свидетельствует об увеличении локализованных состояний в нижней части щели подвижности a-SiC:H.

13.Совместный анализа результатов моделирования и данных ИК-спектроскопии позволил установить, что локализованные состояния в нижней части щели по подвижности контролируются связями Si-C и Si-CHn, а выше уровня Ферми - связями Si-H, концентрация которых не зависит от режима осаждения. Это обстоятельство позволяет

126 контролировать оптические и электрофизические свойства сплава а-SiC:H и оптимизировать их за счет использования импульсного режима горения разряда.

14. По полученным данным проведена оптимизация технологии получения пленок a-SiC:H с шириной щели 1,92 эВ. При этом пленки а-SiC:H с плотностью дефектов 2 1016 см"3, и фоточувствительностью порядка 1,2 104 формируются при модулированном режиме горения плазмы, концентрации СН4 в газовой фазе - 20 % и температуре осаждения материала 225 ОС.

1. L. L. A. Vosteen, E. Schroten, R. A. S. M. M. van Swaaij, M. Zeman, J. W. Metselaar. Low temperature hydrogenated amorphous silicon germanium for tandem solar cells.

2. T. Friessnegg, M. Boudreau, J. Brown, P. Mascher, P. J. Simpson, W. ! Puff. Effect of annealing on the defect structure in a-SiC:H films. J. Appl. Phys., 1996, Vol. 80, No 4, p.2216-2223. -ИГ'-®

3. R. Carius, H. Stiebig, F. Siebke, J. Folsch. Defect distributions in a-SixGe.,.x:H. Journal of Non-Crystalline Solids 227-230 1998 432-^36.

4. B. G. Budaguan, A. A. Sherchenkov, A. E. Berdnikov, J. W. Metselaar, A. A. Aivazov. The properties of a-SiC:H and a-SiGe:H films deposited by 55 kHz PECVD. Mat. Res. Soc. Symp. Proc. Vol. 557, 1999, pp. 43-48.

5. Thomas Unold, J. David Cohen, Charles M. Fortmann. Electronic mobility — gap structure and deep defects in amorphous silicon-germanium alloys. Appl. Phys. Lett. 64 (13), 1994, 1714-1716.

6. Yu-Pin Chou and Si-Chen Lee. J. Appl. Phys., 83 (8), 4111 (1998).

7. K.D. Mackenzie, J.H. Burnett, J.R. Eggert, Y.M. Li, and W. Paul. Phys. Rew. B, 38 (9), 6120 (1988).

8. А. Меден, M. lilo. «Физика и применение аморфных полупроводников». М. Мир. 1991. 669 с.

9. Anderson P.W., Phys. Rev., vol. 109, № 5, (1958), pp.1492-1505.

10. Cohen M.H., Fritzsche H., Ovshinsky S.R., «Simple band model for j&IJ amorphous semiconducting alloys», Phys. Rev. Lett., vol. 22, № 20, : i (1969), p.p. 1065-1068.

11. Davis E.A., Mott N.F., «Conducting in non-crystalline systems, V. Conductivity, optical absorption and photoconductivity in amorphous semiconductors», Phil. Mag., vol. 22, (1970), pp.903-922.

12. Brodsky M.H., Title R.S., «Electron spin resonance in amorphous silic||i|| germanium and silicon carbide», Phys. Rev. Lett., vol. 23 (1969), pp.581-" 585.

13. Дитина 3.3., Страхов Л.П., Хельмс Г.Г., ФТП, том 2 (1969), с. 1199.

14. Derch Н., Stuke J., Beichler J., Phys. Stat. Sol. B, vol. 105 (1981), p. 265.

15. Hasegawa S., Kasajima J., Shimizu Т., Phil. Mag. B, vol. 43 (1981), p. 149.

16. Б.Г. Будагян. «Особенности структуры и физические свойства неупорядоченных полупроводников». М. МГИЭТ(ТУ). 1994. 96 с.

17. Стрит Р., Бигельсен Д. «Спектроскопия локализованных состояний» -II В кн. Физика гидрогенизированного аморфного кремния, под.

18. Дж. Джоунопулоса, и Дж. Люковски, М.: Мир, 1987. Вып. II. с. 247-328. '

19. И. Соломон. «Спиновые эффекты в аморфных полупроводниках». В кн. Аморфные полупроводники / Под. ред. Бродски. М. Мир. 1982. с. 238-367.

20. Дитина 3.3.Страхов Л.П., Хельмс Г.Г., ФТП, том 2 (1969), с. 1199.

21. Fukai М., Nagata S. «Amorphous silicon electronic devices» // Amorphous semiconductor, technologies and devices, ed. by Hamakawa, Amsterdam, North Holland, 1982, p.199.

22. Лей Л. «Фотоэмиссия и оптические свойства» И в кн.: Физика гидрогенизированного аморфного кремния. / Под ред. Джоунопулоса Дж. и Люковски Дж. Вып.2. М.: Мир. 1988. С.86-216.

23. Al Jalali S., Weiser G„ J. of Non-Crystal. Solids, vol. 41, (1980), p.1.

24. Langon H.P.D., Phys. Rev., vol. 130, (1963), p.134.

25. Tauc J. «Optical Properties of Solids» (F. Abeles ed.), North-Holland,1. Amsterdam, 1970, 277 p. ^ff^-Wf

26. Connel G.A.N., Lewis A. «Sharp and gradual optical absorption edges» lP' Physica status solidi. (b), 1973, vol. 60, pp.291-298.

27. Vanechek M., Коска J., Stuchlik J., Kozisek Z., Stika O., Triska A. «Density of states in undoped and doped glow discharge a-Si:H» // Solar Energy Mater., vol 8, (1983), pp. 411-423.

28. Кочка Й., Ванечек M., Триска А. «Энергия и плотность состоянии в:-: щели подвижности a-Si:H» // В кн: Аморфный кремний и родственнШеИ материалы. Под ред. X. Фрицше. М:Мир. 1991. С. 189-222.

29. Казанский А.Г. «Неравновесные фотоэлектрические процессы в аморфном гидрированном кремнии» // Диссертация на соискание ученой степени доктора физико-математических наук. 1992. Москва. 461 с.

30. G.W.Teylor and J.G.Simmons, J.of Non-Crys.Solids. 8-10, 940 (1972).

31. T.J.McMahon and J.P.Xi, Phys. Rev. В 34, 2475(1986).

32. К.В. Шалимова. "Физика полупроводников". М.: Энергоиздат. 1985. , 391 с.

33. D.S.Shen and S.Wagner, J. Appl. Phys. 78, 278 (1995).

34. E.Morgado, Phyl. Mag. В 63, 529 (1991).

35. Minh Q.Tran, Phil. Mag. В 72, 35 (1995)

36. Л. Фелдман, Д. Майер. «Основы анализа поверхности тонких пленок». М.: Мир. 1989. 344 с.

37. Ю.Н. Коркишко, А.Г. Борисов, Н.Г. Никитина, Л.С. Суханова, В.З. Петрова, «Методы исследования состава и структуры материалов электронной техники», часть 1, М. МГИЭТ(ТУ). 1997. 256 с.

38. Kniffler N., Schroeder В., Geiger J. «Vibrational spectroscopy1. Of;hydrogenated evaporated amorphous silicon films» // J. Non-Crvjp||

39. Solids. 1983. vol.58, pp.153-163.

40. Swanepoel R. «Determination of the thickness and optical constants of amorphous silicon» //J. Phys. E (1983), vol.16, pp.1214-1222.

41. Лей Л. «Фотоэмиссия и оптические свойства. В кн.: Физика гидрогенизированного аморфного кремния» / Под ред. Джоунопулоса Дж. и Люковски Дж. Вып.2. М.: Мир. 1988. с. 86-216.

42. Street R.A. «Hydrogenated amorphous silicon». 1991. Cambridge: Cambridge University Press. P. 632. I

43. Мотт Н., Дэвис Э. «Электронные процессы в некристаллических веществах»: в 2 т. М. Мир. 1982. 296 с.

44. Абрагам А., Блини Б. «Электронный парамагнитный резонанс переходных ионов». Т.1. М.: Мир. 1972. 651 С.

45. Реймер Дж., Петрич М. «Структурные неоднородности в аморфных гидрированных полупроводниках приборного качества». В Кн.: «Аморфный кремний и родственные материалы» / Под. рЩ.^• ij j:J*;):.; aij^

46. Х.Фрицше. М.: Мир. 1991. с. 13-39. t

47. Штуцман М., Бигельсен Д. «Микроскопическая структура дефектов в a-Si:H и родственных материалах» В кн.: Аморфный кремний и родственные материалы. Под ред. X. Фрицше. М: Мир. 1991. с.257-289.

48. Morimoto A., Tsujimura Y., Kumeda М., Shimizu Т. «Properties of hydrogenated amorphous Si-N prepared by various methods» // Jpn. Journ. Appl. Phys. 1985. Vol.24, pp. 1394-1398.

49. Stutzmann M. «Оп the structure of dangling bond defects in silicon». // Z. Phys. Chem. 1987. vol. 151. pp. 211-222.1. Ilfi;»»

50. В.Л. Бонч-Бруевич, С.Г. Калашников. "Физика полупроводников". Наука. 1977. 672 с.

51. Аморфные полупроводники, под ред. М. Бродски. М. Мир. 1982. 419 с.

52. S. J. Jones, Y. Chen, D. L. Williamson, R. Zedlitz, G. Bauer. Microstructural transition and degraded opto-electronic properties in amorphous SiGe:H alloys. Appl. Phys. Lett., 1993, vol. 62, #25, pp. 32673269.

53. J.P.KIeider, C.Longeaud, P.Roca i Cabarrocas, P.St'ahel, P.SIadek. Low. defect density a-SiGe:H alloys for Solar cells. Proc. 2nd WCPS^P^j: Vienna, 1998, Vol.1, p. 838-841. 1 "H

54. R.E.I. Schropp, and I.Shimizu (Mater. Res. Soc. Proc. 467, Pittsburgh, 1997). p. 585-590. й!

55. В. G. Budaguan, A. A. Sherchenkov, A. E. Berdnikov, J. W. Metselaar, A. A. Aivazov. The properties of a-SiC:H and a-SiGe:H films deposited by 55 kHz PECVD. Mat. Res. Soc. Symp. Proc. Vol. 557, 1999, pp. 43-48.

56. R.E.I.Schropp, M.Zeman. Amorphous and microcrystalline silicon solar cells: modeling, materials and device technology. Kluwer Academic publishers, Boston/Dordrecht/London, 1998, p.207.

57. A.A.Valladares, A.Valladares, M.A.McNelis. The electronic structure ofa

58. SiGe alloys: a cluster simulation, Journal of Non-Crystalline Solids, Vol.226, 1998, p. 67-75.iiiTt-.-iit ilif^sfjlr

59. M.Barranco i Diaz, J.P.KIeider, P.St'ahel, P.SIadek, P.Roca i Cabarrocas.""

60. Staebler-Wronski effect in a-SiGe:H alloys: dependence on deposition temperature. 14th European Photovoltaic solar energy conference, Barcelona, Spain, 30 June-4 July 1997, p.609-612.

61. P.Wickboldt, D.Pang, W.Paul, J.H.Chen, F.Zhong, C.-C.Chen, J.D.Cohen, D.L.Williamson. High performance glow discharge a-Si-i. xGex:H of large x. J. Appl. Phys., 1997, Vol. 81, No 9, p.6252-6267.

62. J. Bullot, M. P. Schmidt. Phys. Status Solidi В 143 (1987) 345.

63. H. Wieder, M. Cardona, C. R. Guarnieri. Phys. Status Solidi В 92 (19^)^:qq \т->Мээ- ii ? J1;)f ft

64. M.Shima, A.Terakawa, M.lsomura, H.Haku, M.Tanaka, K.Wakisaka, S.Kiyama, S.Tsuda. Effects of very high hydrogen dilution at low temperature on hydrogenated amorphous silicon germanium. J. Non-Cryst. Solids, 1998, Vol. 227-230, pp. 442-46.1. Bffii?!

65. А. Меден, M. LJJo. «Физика и применение аморфных!1" полупроводников». М. Мир. 1991. 186 с.

66. Дж. Люковски, У. Поллард. «колебательные свойства аморфных сплавов» / Под ред. Джоунопулоса Дж. и Люковски Дж. Вып.2. М.: Мир. 1988. с. 377-441.

67. P. St'anel, A. Hadjadj, P. Sladek, P. Roca i Cabarrocas. 14th European-; Photovoltaic Solar Energy Conference, Barcelona, 1997. i

68. A. Rose, «Concepts in Photoconductivity and Allied Problems», Robert EE. Krieger, New York, 1978.

69. S. Nakano, Y. Kishi, M. Ohnishi, S. Tsuda, H. Shibuya, N. Nakamura, Y. Hishikawa, H. Tarni, T. Takahama, Y. Kuwano, Proc. Mater. Res. Soc. 49 (1985), p. 275.

70. T. Matsuoka, Y. Kuwano, IEEE Trans. Electron Devices, ED 37, (1990), p. 397.

71. E.I. Dinitriadis, N. Georgoulas, A. Thanailakis, Electron. Lett. vol. 28 (|7) (1992), p. 1622. :|iliii

72. Y. Kumano, H. Nishiwaki, S. Tsuda, T. Fukatsu, K. Enomoto, Nakashima, H. Tarui, Proc. 16th IEEE PVSC, IEEE, New York, 1982, p. 1338.

73. J.K. Rath, A.R. Midya, S. Ray, Phil. Mag. B, vol. 71, (1995), p. 851.

74. Morimoto, T. Miura, M. Kumeda, T. Shimizu, Jpn. J. Appl. Phys. vol. 21, (1982), L.2.

75. R.S. Sussmann, R. Ogden, «Photoluminescence and optical properties of plasma deposited amorphous Sii.xCx alloys», Phil. Mag. B, vol 44 (1981), P-137.

76. T. Fuji, M. Yoshimoto, T. Fuyuki, H. Matsunami, Jap. J. Appl. Phys. a (1997), p. 289. 1 ' u'41

77. Matsuda, Y. Yamaoka, S. Wolf, M. Koyama, Y. Imanishi, H. Kataoka, H. Matsuura, K. Tanaka, J. Appl. Phys. 60 (1986), p. 4025.

78. S.M. Iftiquar и A.K. Barua «Control of the properties of wide band gap a-SiC:H films prepared by RF PECVD method by varying methane flow rate», Sol. Energy Mat. Solar Cells, vol. 56 (1999), pp. 117-123.1. Jiififi

79. P,Rava, G.Crovini, F.Demichelis, F.Georgis, C.F.Pirri. Characterization of the effect of growth conditions on a-SiC:H films. J. Appl. Phys., 1996, Vol. 80, No 7, p.4116-4123.

80. I.Solomon, L.R.Tessler. Very high-gap tetrahedrally coordinated amorphous silicon-carbon alloys. MRS Proc., 1994, Vol. 336, p.505-510.

81. G.Ambrosone, S.Catalanotti, U.Coscia, S.Mormone, A.Cutolo, G.Bregfio. Influence of RF power on optical, electrical and structural properties of aj|Jf;j!;'(j{r

82. SiC:H alloys grown in SiH4+CH4 and SiH4+C2H2 gas mixtures. Proc. 2p||| WCPSEC, Vienna, 1998, Vol. 1, p.770-703.

83. J. Bullot, M.P.Schmidt. Phys. Status Solidi В 143 (1987) 345

84. H. Wieder, M. Cardona, C. R. Guarnieri. Phys. Status Solidi В 92 (1979) 99

85. D. K. Basa, F. W. Smith. Thin Solid Films 192, 121 (1990).

86. Y. Katayama, K. Usami, T. Shimada. Philos. Mag. В 34, 283 (1981).

87. R.E.I.Schropp, M.Zeman. Amorphous and microcrystalline silicon solar cells: modeling, materials and device technology. Kluwer Acaderhic publishers, Boston/Dordrecht/London, 1998, p.207. i, ! -J

88. P.I.Rovira, F.Alvarez. Chemical (dis)order in a-SiixCx:H for x<0.6. Phys. Rev. B, Vol. 55 (7), p. 4426.