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1.
本文介绍了一种新的掺杂方法,使辉光放电制备的掺杂a-Si∶H不受氢化物的限制。 a-Si(p):H的红外吸收谱表明,Si-H在2000cm~(-1)处的吸收带随着掺杂浓度从p/Si=10~(-5)增至10~(-3)时是逐步减弱的;Si-H_2在2100cm~(-1)处的吸收带却不变化。氢热释谱的高温峰随掺杂浓度增加而减小,低温峰位置略有移动而大小保持不变。掺杂是在富硅相中进行的,磷占有了原来SiH中氢的位置。在p/Si>10~(-3)过掺杂情况下,由于pSi_3组态的形成,结构的破碎,氢逸出容易,非晶硅两相中氢含量都大大减少。 文中,根据Raman散射实验的结果,也讨论了磷在a-Si∶H中的掺杂机理。 相似文献
2.
<正> 在用磷掺杂a-Si∶H时,我们发现随掺杂量的增加,a-Si(P)∶H的直流暗电导σ_D先是增大,在 P/Si=10~(-3)时达最大值,为 10~(-2)(Ω-cm)~(-1)左右.继续的掺杂反而使σ_D下降.相应地,激活能 E_a先是减小,在P/Si(?)10~(-3)时呈最小,约 0.2eV,然后复而增大,如图1所示.这与单晶硅不一样的现象——磷在轻掺杂时有明显的掺杂作用而在“重掺杂”时失却掺杂作用——引起我们探讨非晶硅掺杂机制的兴趣. 为此,用辉光放电法在高纯单晶硅片上制备一系列掺杂程度不一的a-Si 样品,测红外吸收谱,看其随掺杂程度的变动.在此须提及,虽同是辉光放电法,但我们没有用Dundee大学的pH_3为掺杂剂的方法.我们建立一种新的掺杂方法,即利用升华或汽化 相似文献
3.
氮的掺入能够改善 a-Si∶H 的光电导性。用 ESR 方法难以分析其原因。吸收系数的弱吸收段却能显示出氮造成 a-Si∶H 缺陷态密度的变小。当掺氮量 x(?)0.01时,a-Si_(1-x)N_x 之ημT 值呈最大,在 E_(?)下1.2eV 处缺陷态密度最低,约3.3×10~(15)/cm~3。过量地掺氮则导致缺陷态密度增加,光电导降低。 相似文献
4.
本文报道了通过电导和光电导的测量,了解用硅烷辉光放电工艺制备非晶态硅薄膜(简称GD-aSiHx)的基本特性。试验结果指出,我们制备的GD-aSiHx本征薄膜具有显著的光电导效应,光照下可使其电导率增加两个数量级。从吸收系数和光谱灵敏度曲线得到GD-aSiHx的迁移率隙Eg为1.65eV。在Eg1.65eV处有强光响应,而在定域态1.65—0.75eV之间有弱光响应,低于0.75eV无光响应,足见我们制备的GD-aSiHx为弱n型半导体。发现光生载流子移向Ec时,双分子复合作用占主导地位。所进行的低温和高温电导和光电导测试结果表明,GD-aSiHx的低温电导随温度下降而降低,并与温度倒数1/T呈函数关系。电导由激活过程逐渐变为非激活过程,激活能为0.66—0.73eV。高温电导曲线表明电导随温度升高而增大,但电导与温度呈非线性关系,说明GD-aSiHx的电子传导是通过跃迁输运的。对低温下光电导用R_D/R_L表示时(R_D是暗阻,R_L是光阻),当T=293-193K,(R_D/R_L)低温:(R_D/R_L)室温≈10;T<193K,R_D≈R_L;高温下光电导R_D/R_L随温度升高而降低;当T>373K时,R_D≈R_L。 相似文献
5.
本文从磷掺杂对价带顶上隙态和导带带尾分布的影响,讨论了掺杂对非晶硅隙态的影响。轻掺杂使带隙深处态密度增加;重掺杂还加宽了价带带尾。掺杂对导带带尾影响不明显,掺杂造成光隙的减少是由于价带带尾单方面变动造成的。 相似文献
6.
Ga、In 掺杂比 B_2H_6掺杂的 a-Si∶H 具有较高的光电导率,而且直至 σ_D=10~(-3)(Ω·cm)~(-1)尚未出现猝灭现象。Ga、In 也使得 E_(?)以下1.2 eV 处缺陷态密度 N_s 增大。用不同掺杂剂制备 σ_D 相同的试样具有相同的 N_s,因此 N_s 的增大是由活性掺杂的结果,与掺杂剂无关。Ga、In 对吸收边的影响远小于 B_2H_6。这可能是由于它们电负性较小,原子较大,不如硼原子那样易构成桥式三中心键的缘故。 相似文献
7.
背电场电池在背接触处以高掺杂造成一漂移场。以n~ /p/p~ 为例,p/p~ 即所谓“高低结”,它是一种半透膜,允许多子通过而拒斥少子。它的存在使得p区的连续方程边界条件不同于普通电池。本文根据这些边界条件求得背电场电池的结电流和反向电流,并得到如下结论:背电场电池之结电流总大于普通电池(电池厚度、少子扩散长度等参数一样);少子扩散长度一定时,背电场电池厚度的增加使结电流减小,反向电流增加,从而使开路电压降低;如背电场电池少子扩散长度随电池厚度增加而增加,则结电流增大而反向电流降低。 背电场电池厚度的选择准则是厚度与少子扩散长度相等。 相似文献
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