Електропровідність та оптичне поглинання стекол системи ZnSe-Ga2Se3-SnSe2

Рефераты по астрономии » Електропровідність та оптичне поглинання стекол системи ZnSe-Ga2Se3-SnSe2

Електропровідність та оптичне поглинання стекол системи ZnSe-Ga2Se3-SnSe2


Вступ

80-90-і рр. ХХ ст. відрізняються інтенсивним розвитком експериментальних і теоретичних досліджень в області некристалічних матеріалів. Тепер можна стверджувати що наступний виток розвитку мікроелектроніки відбудеться на базі аморфних напівпровідників.

Метою праці було дослідження спектрального розподілу коефіцієнта поглинання в області довжин хвиль 500-2500 нм і питомої електропровідності стекол систем ZnSe-Ga2Se3-SnSe2.


Матеріали та методи

Синтез склоподібних сплавів квазіпотрійних систем ZnSe-Ga2Se3-SnSe2 проводився з елементарних компонентів (для систем ZnSe-Ga2Se3-SnSe2) у вакуумованих контейнерах з тонкостінного кварцу. Режим синтезу при нагріванні до максимальної температури аналогічний до режиму для систем певного класу. Після витримування при максимальній температурі протягом 10 годин проводилося її пониження з метою щоб вона була на100-150 К вищою за температуру плавлення цього сплаву. Витримування при цій температурі складало 10 годин після чого сплави загартовували в 25 %-ному водному розчині NaCl. Для запобігання розбризкування розплаву в об’ємі контейнера а також зменшення втрат на конденсацію з парової фази по стінках останнього застосовувалося максимальне зменшення величини ампули та збільшення температури в її верхній частині за рахунок теплоізоляції шнуровим азбестом.

Склоподібний стан сплавів контролювався рентгенофазовим (дифрактометр ДРОН-3М) та мікроструктурним (мікроскоп ММУ-3) аналізами. В межі областей склоутворення вносилися тільки ті склади сплавів для яких методи контролю не виявили кристалічних включень. Одержані стекла являли собою монолітні злитки чорного кольору з характерним блиском. У деяких сплавах відразу після гарту відбувалося розтріскування яке пов’язане скоріш за все зі збільшенням внутрішніх напруг внаслідок поступового переходу від напруг стиснення у зовнішніх шарах до напруг розтягу – у внутрішніх.

Приналежність певного сплаву до стекол перевіряли за дифрактограмами які знімали на рентгенівському дифрактометрі ДРОН-3М (CuKa-випромінювання). Дифракційну картину в неперервному режимі реєстрували на стрічку самописця. Швидкість руху стрічки – 0 72 м/год лічильника – 2 град./хв величина діаграми – 0 25 та 0 5 мм. На дифрактограмах склоподібних зразків спостерігалися характерні “галло” наявність яких свідчить про відсутність дальнього порядку в структурі сплаву.

Для оптичних вимірювань проводилася шліфовка зразків абразивним порошком і поліровка алмазними пастами механічним способом. Зразки виготовлялись у формі паралелепіпедів розмірами 3x1x2 3 мм та пластинок товщиною завтовшки 0 1 мм.

Для електричних вимірювань зразки приклеювалися до слюдяної підложки а електричні контакти до зразків виконувалися за іскророзрядним методом.

Вимірювання спектрів поглинання проводилося за стандартним методом із синхродетектуванням.


Результати експерименту

У таблиці 1 подано енергії оптичної іонізації та термічної енергії активації для зразків ZnSe-Ga2Se3-SnSe2.


Таблиця 1

Залежність енергії іонізації (активації) від компонентного складу зразків

Компонента

80 % SnSe2

20 % Ga2Se3

77 % SnSe2

23 % Ga2Se3

75 % SnSe2

25 % Ga2Se3

1 % ZnSe

75 % SnSe2

24 % Ga2Se3

1 % ZnSe

77 % SnSe2

22 % Ga2Se3

82 % SnSe2

18 % Ga2Se3

Номер зразка № 6 № 11 № 12 № 13 № 14 № 20

Eg, eV

(T=300K)

1,45 1,45 1,45 1,72 1,52 1,52

Eg, eV

(T=77K)

1,72 1,72 1,6 1,78 1,72 1,72
Egt, eV 0,44 0,4 0,44 0,5 0,59 0,39

На малюнку 2 подано графічну залежність енергії оптичної іонізації та термічної енергії активації від компонентного складу зразків.


На рисунку 3  4 показано спектральний розподіл коефіцієнта поглинання стекол системи ZnSe-Ga2Se3-SnSe2 при Т=77К та Т=300К. Як видно з отриманих залежностей при обох температурах оптична енергія іонізації залежить від компонентного складу. З наведених залежностей видно що край фундаментального поглинання зміщується в короткохвильову область при пониженні температури від кімнатної до температури рідкого азоту приблизно на 0 15 еВ.

На рисунку 5 подано температурні залежності питомої електропровідності для стекол системи ZnSe-Ga2Se3-SnSe2 в інтервалі температур 0-150 0С. Для потрійної системи ZnSe-Ga2Se3-SnSe2 (рис. 5) добре розділяються два нахили температурної залежності причому при Т>355 К електропровідність значно швидше зростає з підвищенням температури і термічна енергія активації становить 0 5 еВ для стекол 1 % ZnSe – 75 % SnSe2 – 24 % Ga2Se3 та 0 59 еВ для 1 % ZnSe – 77 % SnSe2 – 22 % Ga2Se3.



Обговорення результатів експерименту

Для густини станів в аморфних напівпровідниках діють такі механізми провідності які можна виявити у відповідних інтервалах температур [1].

І. Для високих температур провідність зумовлена носіями заряду збуджених за край рухливості в нелокалізовані стани з енергією більшою Ес. Провідність тоді має вигляд:

де мін – мінімальна металічна провідність при нульовій температурі (Е=ЕС). Величина (ЕC-ЕF) – лінійна функція від Т для високих температур тому графіком залежності ln від 1/Т повинна бути пряма лінія.

II. Провідність пов’язана з носіями збудженими в локалізовані стани біля країв зон. Ця провідність має стрибковий характер з енергіями поблизу ЕА. Для такого процесу маємо:

де 1 – енергія активації стрибка ЕА – енергія носіїв у “хвості” локалізованих станів ЕF – енергія Фермі. Енергія 1 при пониженні температури зменшується тому що при цьому змінюється довжина стрибка. Але оскільки основний вклад у провідність вносить член який відповідає за активацію носіїв у нелокалізованих станах ми маємо знову лінійну залежність ln від 1/Т тільки з іншим нахилом. Величина 1 менша ніж мін через меншу густину станів поблизу енергії ЕА (“хвоста” локалізованих станів носіїв зарядів) та через меншу рухливість носіїв заряду.

III. Якщо густина станів на рівні Фермі ЕF скінченна то у провідність будуть вносити вклад носії заряду з енергією поблизу ЕF. Ці носії можуть здійснювати стрибки між локалізованими станами. Цей вклад у провідність можна записати так:

де - 2 < 1 та 2 – енергія активації стрибка значення якої дорівнює приблизно половині ширини зони локалізованих станів.

Повна провідність з урахуванням усіх перерахованих процесів визначається як інтеграл за всіма можливими енергетичними станами.

Для зразків ZnSe-Ga2Se3-SnSe2 з різним компонентним складом спостерігаємо меншу питому провідність ніж у зразків Ga2Se3-SnSe2 (без компоненти ZnSe). Причому в стеклах ZnSe-Ga2Se3-SnSe2 при вищій температурі провідність зумовлена носіями заряду збудженими в нелокалізовані стани (І випадок). З пониженням температури настає провідність за рахунок носіїв які збуджені в локалізовані стани тому наявний менший нахил провідності (ІІ випадок). Для зразків Ga2Se3-SnSe2 як видно з графіка провідність описується законом І.

Зменшення провідності при введенні в систему Ga2Se3-SnSe2 компоненти ZnSe можна пояснити зміною хімічної будови стекол цієї системи. Елемент Se як склоутворювач займає виняткове становище серед усіх елементів Періодичної системи. Він сам існує у вигляді стабільного скла і легко утворює як бінарні так і складні стекла в широкій області сполук. Стекла створюються в тому випадку коли в розплавах початкових речовин існують зв’язки які допускають зміну валентних кутів і довжин [2]. При введенні в скло Ga2Se3-SnSe2 сполуки ZnSe відбувається варіація ковалентних радіусів і кутів що в свою чергу змінює вигляд енергетичних зон. Атоми Zn внаслідок меншого ковалентного радіуса ніж Sn та Se заповнюють різного роду вакантні місця і незавершені ковалентні зв’язки що у свою чергу веде до вирівнювання флуктуацій потенціалу поблизу країв зон стекол системи ZnSe-Ga2Se3-SnSe2. У зв’язку з цим енергія активації носіїв заряду в нелокалізовані стани з енергією ЕС збільшується а провідність зменшується. При нижчих температурах домінуючим стає провідність пов’язана з активацією носіїв у локалізовані стани з енергією ЕА тому на графіку ми спостерігаємо зміну нахилу прямої провідності (зразок № 13 14).

Із аналізу результатів за дослідженням коефіцієнта поглинання було встановлено що край поглинання описується експонентою яка відповідає емпіричному правилу Урбаха. Було досліджено край поглинання у довгохвильовій частині оптичного “хвоста” який сильно залежить від чистоти і досконалості структури та експоненціальний оптичний “хвіст”. Ділянка де коефіцієнт поглинання описується законом ~(h-Eg) не досліджена у зв’язку з тим що неможливо було виготовити зразки достатньо тонкими. Слід відмітити що край зміщується в короткохвильову область при переході до температури азоту приблизно на 0 15 еВ (для всіх зразків). Зсув краю поглинання стекол ZnSe-Ga2Se3-SnSe3 при зміні компонентного складу в межах похибки експерименту не спостерігався.


Висновки

Таким чином у цій статті було досліджено питому електропровідність у діапазоні температур 0-150 0С та спектральний розподіл коефіцієнта поглинання в області довжин хвиль 500-2500 нм. Дано пояснення зміни провідності зразків на основі зміни хімічної будови стекол залежно від компонентного складу. Тому для пояснення природи оптичних і електричних властивостей необхідно проводити подальші пошуки як експериментального так і теоретичного плану.


Література

Мотт Н. Девис Э. Электронные процессы в некристалических веществах: Т.1. Пер. с англ.– М.: Мир 1974.

Кокорина В.Ф. О необходимых и достаточных условиях стеклообразования // Физ. и хим. стек-ла.– 1999.– Т.25.– №2.