Изучение аморфного и нанокристаллического кремния-углерода а-нк-Si1-xCx:H (x = 0-1), полученного различными методами и при различных режимах, представляет большой интерес в области наноэлектриники. В указанных пленках большой интерес представляет процесс появления наноразмерных эффектов, в число которых входят: кластеры, нанопроволоки, нанотрубки, наночастицы, фуллерены, эндофуллерены, квантовые точки, квантовые ямы, графены и т.д. Введение водорода играет огромную роль при получении пленки и представляет особый интерес.
Для получения таких пленок выбираются различные виды подложек, например такие как: кварц, стекло, кристаллический и монокристаллический кремний и т.д.
Имеется ряд работ, которые посвящены получению пленок a-нк-Si1-xCx:H, (x = 0÷1) и созданию фотоэлектрических преобразователей на их основе [1–15]. Пленки полученные методами магнитного распыления, быстрой термической обработкой, лазерным отжигом и ионной имплантацией показаны в работах [1–5]. В работе [6] показано, что в нанокристаллических пленках SiC толщиной 0,5 – 1 мкм, полученных в плазме 80 % Н2 + 20 % Ar на подложке из кварца, при повышении температуры подложки от 200 до 600 °С, наблюдается увеличение плотности нанокристаллов SiC, средний размер которых составлял ~ 12÷24 нм. Обнаружено, что в полученных из газовой смеси SiH4 + H2 + PH3 или SiH4 + H2 + В2H6, на кварцевой или же кремниевой подложке пленках, с увеличением концентрации PH3, уменьшается средний размер зерен (d) и доля кристаллических зерен объема (VC). При легировании бором, с увеличением концентрации В2H6, значение d не меняется, а VC увеличивается [6]. Проведенные исследования показали, что (H3)3SiCl может быть использован как источник компонентов для синтеза SiC [7]. Однако, пленки синтезированные из его паров, характеризуются избытком углерода. В зависимости от температуры синтеза локализованный углерод может быть представлен как в аморфном состоянии, так и в нанокристаллическом. Повышение температуры синтеза приводит к общему повышению степени кристалличности пленок SiC, минимальная температура Т = 870 °С [7].
С помощью просвечивающей электронной микроскопии изучены электрические свойства и индуцированные током структурные изменения углеродных нанотрубок, содержащих наностержни Cu. Диаметр и длина нанотрубки со стержнем составляет 18 и 256 нм соответственно, а толщина слоя графита равна ~ 1 нм. При приложении смещения 1,4 В, ток в трубке увеличивается до 10 мкА (плотность тока 4,0·106 А/см2) и одновременно начинается движение наностержня к концу трубки. Удельное сопротивление нанотрубки и наностержня составляет 3,0·10-5 и 1,2·10-4 Ом·м, соответственно [8].
Методом стимулированного ВЧ-плазмой ХГФО, при средней мощности, высоком давлении и низкой температуре подложки, получен гидрогенезированный нанокристаллический кремний р-типа (нк-Si:H) с высокой проводимостью. При изучении оптоэлектронных и структурных свойств полученного материала, установлено, что пленки состоят из нанокристаллитов, внедренных в аморфную матрицу SiHх. Полученные на основе пленок солнечные элементы типа n-i-p имеют напряжение холостого хода 0,9 В, коэффициент заполнения 0,7 и к.п.д. 9,0 % [9]. В настоящее время к.п.д. солнечных элементов полученных на основе нанокристаллических пленок достигает 14 %.
В работе [10] изучено использование одностенных углеродных нанотрубок (УН) в фотовольтаических устройствах в сочетании с Si. Гетеропереходные солнечные элементы на основе структуры УН/Si имеют к.п.д. около 14 % за счет использования фотоактивности УН. А также на основе углеродных нанотрубок изготавливаются чувствительные элементы газовых наносенсоров [11].
Эксперименты показывают, что изменением технологических параметров и условий, аморфные пленки можно осадить на различных структурные фазы. Кроме того, в зависимости от условий осаждения, как сами структуры пленок, так и их оптоэлектронные свойства сильно зависят от скорости осаждения, температуры подложки, типа подложки и геометрии металлических покрытий.
В работе рассмотрены некоторые параметры тонких пленок аморфного и нанокристаллического кремния – углерода a-нк-Si1-xCx:H, (x = 0÷1). Также рассмотрен механизм легирования данной пленки фосфором (PH3) и бором (B2H6). Методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) изучена морфология полученных нанотрубок, длина которых в зависимости от условий осаждения составляет 1÷4 мкм. Структурные свойства пленок проанализированы методом ИК спектроскопии и методом рентгеновской дифракции (РД). Замечено, что в зависимости от условий получения пленок, происходит такое изменение параметров, которое характерно для нанокристаллических тонких пленок.
В данной работе исследованы пленки аморфного и нанокристаллического сплава кремния – углерода (a-нк-Si1-xCx:H (x = 0÷1)), легированного фосфором (PH3) и бором (B2H6), полученных на различных подложках кварца, стекла и кремния с покрытием Fe, Al, Pd, Ni, Ti, Ag.
Поскольку Al и Ag имеют небольшие диффузионные барьеры и обладают плохим смачиванием поверхности с одностеночными углеродными нанотрубками (ОСУНТ), то они стремятся к агрегации и образованию больших кластеров. С другой стороны, энергия связи между Fe и (ОСУНТ) велика, но из-за большой энергии коррозии и плохого смачивания Fe может образовывать изолированные кластеры. Отметим, что ОСУНТ получается с использованием газовой смеси СН4 и Ar. Струя ВЧ-микроплазмы генерируется при атмосферном давлении с помощью однотрубчатого электрода и направляется на подложку к-Si покрытой пленкой Fe.
Изменяя параметры синтеза в широком диапазоне (внутреннего диаметра сопла электрода, скорости потока метана и температуры подложки) получены такие углеродные микроструктуры, как алмазные частицы, углеродные нанопроволоки, углеродные нанотрубки и конусообразные микрочастицы Si.
Также изучено влияние условий роста, скорости потока метана и типа подложки на распределение структур и свойства двухступенчатых углеродных нанотрубок (ДУН). При скорости потока 600 см3/мин получаются ДУН с преимущественно полупроводниковыми свойствами. При более высокой скорости потока (700 см3/мин) образуется смесь одностенных и двустенных нанотрубок, большинство из которых являются полупроводниковыми. При более низких скоростях (300÷500 см3/мин) преобладают металлические многостенные углеродные нанотрубки (МУН). Длина полученных нанотрубок составляет 1÷4 мкм [12].
Выяснено, что в полученных из газовой смеси SiH4 + H2 + PH3 и SiH4 + H2 + B2H6 на кварцевой или же кремниевой подложке пленках, с увеличением концентрации PH3, уменьшается средний размер зерен (d) и доля кристаллических зерен объема (Vc). При легировании бором, с увеличением концентрации B2H6, значение d не меняется, а Vc уменьшается [6].
В нанокристаллических пленках SiС толщиной 0,5÷ 1 мкм, полученных в плазме 80 % H2 + 20 %Ar на подложке из кварца, при повышении температуры подложки от 200 до 600 °С, наблюдалось увеличение плотности нанокристаллов SiС, средний размер которых составлял ~ 12÷24 нм [12]. Полученные результаты были подтверждены также и методом ИК спектра поглощения. Исходя из этих результатов, можно утверждать, что моногидридные Si-Н и дигидридные Si-Н2, комплексно ведут себя как пространственный барьер в объеме пленок и изменяют рост нанокристаллов (рис. 1) [12–15].
Рис. 1. Схематические модели для структуры пленок а-Si:нк-Si
Для анализа картины, полученной на дебаеграмме, воспользуемся представлением Брегга-Вульфа. Для получения отражения определенного порядка от некоторых серий плоскостей, кристаллик должен быть ориентирован таким образом, чтобы эти плоскости составляли с падающим пучком угол θ, удовлетворяющий уравнению:
2d sinθ = nλ. (1)
Зная угол падения пучка и длину волны из уравнения (1) можно определить диаметр нанокристаллов. Пользуясь формулой (1) для каждой линии, можно определить отношение межкомплексного расстояния отражающей серии сеток к порядку отражения:
. (2)
Значение 
для всех линий является конечным результатом, полученным непосредственно из диаграммы.
Аморфные трехкомпонентные сплавы а-Si1-хСх:Н получались из газовых смесей SiH4, СH3, H2. Водород добавлялся в следующих соотношениях:
для n-типа пленок,
для p-типа пленок.
Пленки а-Si1-хСх:Н и нк-Si1-хСх:Н получаются при осаждении газовой смеси [SiH4(1-x) + СH4]х. Предполагается, что в пленках, относительное содержание углерода и кремния должно соответствовать пропорции:
.
Легированный слой изготовлялся следующим образом:
и
,
когда х = 0÷1. Отметим, что полученные пленки, отличаются также по морфологии и по структуре.
Проведен рентгеноструктурный анализ полученных пленок, а также снят спектр ИК поглощения на спектрометре ИКС-29. Используя анализ полуширины рентгеновских линий (дифракционным пиком отражения от плоскостей <111>, <220> и <311>) рассчитан средний размер кристаллитов (δ), который для пленок с площадью 95 нм2 и легированных фосфором (при мощности высокочастотного разряда Wrf = 250 Вт и температуры подложки Та = 600 °С), составлял 12 нм.
Расстояния рентгеновских лучей от плоскостей <111> кристаллического кремния, угловые положения пиков 2θ, их высота Jp и полуширина Δ(2θ) для легированных и нелегированных пленок различаются (рис. 2). На рисунке показаны зависимости Jp, 2θ и Δ(2θ) для максимумов отражения рентгеновских лучей от плоскостей <220> нелегированных нк-Si1-xCx:H пленок. С повышением температуры отжига в интервале 300–500 °С величина Jp монотонно возрастает, в то время как полуширина Δ(2θ), определяющая размер нанокристаллов, вплот до температуры отжига Та = 500 °С остается постоянной. Это означает, что с повышением температуре отжига в указанном интервале число нанокристаллитов в пленке растет, а их средний размер остается постоянным [14].
Рис. 2. Зависимость значений Ip, 2θp и Δ(2θ) для рентгеновского дифракционного максимума вдоль направления (100) в нелегированных пленках а-Si:Н от температуры отжига Та
С дальнейшим повышением температуры отжига от T > 500 °C скорость Jp резко возрастает, и одновременно снижается Δ(2θ), что свидетельствует об увеличении размеров нанокристаллитов в пленке. Результаты полученные для пленок нк-Si1-xCx:H из которых полностью выведен водород, в этом температурном интервале, проверены также и методом ИК спектров поглощения. После термообработки при 700 °С при увеличении температуры, происходит эффузия водорода, его концентрация в пленке уменьшается (рис. 1, в).
Однако, в случае при более высокой скорости потока, около 700 см3/мин, при увеличении концентрации долгоживущих радикалов, увеличивается подвижность адатомов по поверхности пленки, а также уменьшается содержание в ней дигидридов (SiH2) и водорода, по сравнению с пленками полученными при той же температуре в высокочастотной системе. Снижение содержания дигидридов, как показано в [16], ведет к уменьшению гетерогенности микроструктуры пленок, количества центров безизлучательной рекомбинации, плотности локализованных состояний в щели подвижности. В случае реактивного магнетронного распыления минимальное содержание дигидридов составляет 20 % по отношению к моногидридам (γ = SiH2/ SiH = 0,2) [16].
При различных плотностях разряда относительное содержание углерода в пленках больше, чем относительное содержание углерода в газовой смеси. Это означает, что реактивное содержание СН4 по сравнению с SiH4, протекает более эффективно. Однако при увеличении мощности высокочастотных разрядов эти значения сравниваются. Концентрация углерода и водорода в пленках а-Si1-xCx:H зависит от условий осаждения даже в случае неизменного содержания в исходной газовой смеси SiH4, СH4, H2.
Полученные результаты показывают, что в свежеосажденных нелегированных пленках нанокристаллическая фаза в аморфной сетке составляет 70 % от всего объема пленки. Для пленок нк-Si1-xCx:H, легированных фосфором (PH3), весь объем кристаллитов в пленке составляет 50 %, при легировании бором он составляет 30 %. Подобные же результаты наблюдаются также для плоскостей <220> и <311> кристаллической решетки кремния.
Рис. 3. Зависимость скорости осаждения от давления газа при получении а-Si:Н методом магнетронного распыления
Рис. 4. Зависимость между мощностью разряда и давлением газа при получении пленок a-Si:Н методом магнетронного распыления
Рис. 5. Зависимость между скоростью осаждения и мощностью заряда при получении пленок а-Si:Н методом магнетронного распыления. Кривые: 1 – пленки осаждены при вакууме 5•10-3 Тор. Температура подложки Т = 300 °С
Рис. 6. Зависимость между энергией активации электропроводности и давлением водорода при получении а-Si:Н методом магнетронного распыления
На рис. 3 показано изменение скорости осаждения в зависимости от давления водорода. Как видно из рисунка, зависимость принимает нулевое значение при 5•10-4 Тор и по мере увеличения давления газа скорость осаждения увеличивается. Скорость осаждения 0,5 A/сек при давлении порядка 10-3 Тор была сравнима с данными метода высокочастотного осаждения.
На рис. 4 дана зависимость мощности ВЧ разряда в областях высоких давлений. Также широко варьировались проникновение газа и в областях высоких давлений, так как значение начального давления газа было постоянным (5•10-4 Тор). Давление газа регулируется с помощью клапана. С увеличением мощности ВЧ разряда, давление газа уменьшается и становится постоянным в области 100–250 Вт. Это явление не наблюдается в аргоновом газовом разряде и повторяет результат растворения и реакции газовой смеси из-за высокочастотного разряда.
На рис. 5 показана зависимость между мощностью ВЧ разряда и скоростью осаждения. Когда мощность ВЧ ниже 100 Вт, скорость осаждения увеличивается и проникновение газа не зависит от мощности ВЧ. Если мощность ВЧ выше 100 Вт, то скорость осаждения увеличивается, но при высоких значениях проникновения газа увеличивается резко. Это означает, что часть газа активируется при высоких значениях мощности ВЧ, и вступает в реакцию только активируемая часть. В результате проведенных работ можно заключить, что осаждение управляется мощностью ВЧ при постоянных температурах и постоянном катодном потенциале.
На рис. 6 приведена температурная зависимость энергии активации электропроводности (ΔЕ) для пленок а-Si1-xCx:H. Из этих данных следует, что в пленках, полученных в ВЧ разряде, энергия активации больше, чем в случае низкочастотного разряда [13]. В первом случае зависимость энергии активации от ширины запрещенной зоны (Ea от Egopt) аппроксимируется уравнением:
Ea = 0,5 Eg opt.
Как видно из приведенных данных, температурный интервал электропроводности носит не прыжковый, а активационный характер. В этом случае концентрация парамагнитных центров обладает низким значением и в зависимости от давления водорода (PH2 = 0÷4,0 мТор) изменяется в пределах 1018÷1016 см-3 эВ-1. При достаточно низких температурах (Т ≤ 80 K), можно было бы ожидать прыжковый механизм проводимости, как это присуще всем аморфным материалам, в том числе и а-Si1-xCx:H [13, 20, 22].
Рис. 7. Спектры ИК поглощения для пленок a-Si1-xCx:H (x = 0,25)
Рис. 8. Спектры ИК поглощения аморфных пленок a-Si:H, полученных при давлении водорода: 
0,6 мТор; 1,4 мТор 2,4 мТор; 3,8 мТор
На рис. 7 показаны спектры ИК поглощения аморфных пленок а-Si1-xCx:H, полученных методом магнетронного распыления в ВЧ системе. Как видно, в инфракрасной области спектра наблюдаются три основные области поглощения: широкий пик зоны при 760 см-1, по форме, напоминающей плечо; пики при 1000 см-1, соответственно относятся к вибрациям растяжения Si-C и вибрациям качания СН4 группы, присоединенных к атому кремния и моды растяжения C-H связи в области 2800–3000 см-1 [13, 20].
На рис. 8 показаны спектры ИК поглощения аморфных пленок а-Si:H, полученных при давлении водорода: 
0,6 мТор; 1,4 мТор; 2,4 мТор; 3,8 мТор.
Как видна из рис. 8, полоса поглощения для моногидрида SiH соответствует 2000 см-1, а дигидриду SiH2 – соответствуют 2100 см-1 и 875 см-1 [17, 18].
На рис. 9 показан край оптического поглощения (α) в пленках а-Si1-xCx:H (х = 0÷0,32), легированных фосфором. Коэффициент оптического поглощения (α) для а-Si:H, легированного фосфором, приближается к 105 см-1, а с увеличением содержания углерода (х = 0÷0,32) его значение уменьшается до 6·104 см-1.
a) б)
Рис. 9. а) зависимость коэффициента оптического поглощения α от энергии фотона hν для пленок a-Si1-хСх:Н (х = 0÷1), легированных фосфором; б) зависимость (αћν)1/2 от энергии фотона (ћν) для пленок a-Si1-хСх:Н (х = 0÷0,32).1. х = 0; 2. x = 0,06; 3. x = 0,17; 4. х = 0,25; 5. x = 0,32.. Условия режимов описаны в тексте
С целью определения ширины запрещенной зоны построена зависимость (αhν)1/2 от энергии фотона hν. Коэффициент оптического поглощения выражается соотношением (3). Найдено, что в интервале х = 0÷0,32 ширина запрещенной зоны соответствует Е0 = 1,75÷2,14 эВ, а ниже Е0 во всех исследуемых образцах поглощение изменяется экспоненциально от энергии и определяется по формуле (6). Для определения Е0 используется модели Тауца [18–21].
Спектры ИК поглощения вычислялись по формуле:
, (3)
где R1, R2, R3 – коэффициенты отражения, при взаимодействии воздух-пленка, пленке-подложка и подложка-воздух, соответственно. Для сильно поглощающих областей R1 = R2 = R3 = R, определяемые шириной запрещенной зоны Е0.
Толщина пленок d при известном коэффициенте преломления определяется в условиях возникновения интерференционных явлений. Чтобы избежать от сложных расчетов и чтобы не наблюдались интерференционные явления, используются кремниевые подложки. При использовании кремниевой подложки коэффициент поглощения вне области края фундаментального поглощения определяется по ниже приведенной формуле [19, 21]:
, (4)
(5)
Здесь Т – коэффициент пропускания пленки, а Т0 – коэффициент пропускания кремниевой подложки, Т = Т0 = 0,54; nпод = nпленка = 3,42, (α = 0).
При использовании кремниевой подложки, коэффициент поглощения вычисляется по формуле
.
Отметим, что при известном коэффициенте преломления толщина пленки определяется следующим выражением:
, (6)
где 
, λm и λm–1 длины волн соответствующие соседним экстремумам спетра пропускания или отражения.
Уравнение (4) верно с погрешностью ± 10 % при αd ≥ 0,1. Из уравнения (3) коэффициенты отражения R1, R2, R3 теоретически определяется соотношениями для различных типов подложки:
, (7)
n и n1 (= 1,5) показывают коэффициенты преломления пленки и подложки, соответственно. Здесь 
(это соотношение справедливо для слабо поглощающих областей света).
В большинстве аморфных материалах, в т.ч. и пленках a-Si:H и его сплавах при энергиях фотонов, ниже E0, во всех исследуемых образцах поглощение изменяется экспоненциально с энергией и описывается формулой:
α = const exp[-β(E1-hν)], (8)
где const = 4π/nc; n – показатель преломления определяемый из положения интерференционных пиков в спектрах пропускания и отражения, с – скорость света, Е1 – энергия порядка Е0. β не зависит от температуры вблизи 300 К и определяется по формуле β ≈ 0,8/kT. Коэффициенты оптического поглощения α определялись по следующим формулам из уравнений (3):
, (9)
,
, (10)
так как 
, то:
, (11)
,
, (12)
. (13)
Рис. 10. Вольт-амперные характеристики солнечных элементов: 1. каскадного типа УН/a-Si:H; 2. a-Si1-xCx:H/a-Si:H; 3. нк-a-Si:H
Нужно отметить, что выражения (13) являются рабочими формулами для определения коэффициента поглощения пленок на различных подложках и при различных длинах волн.
Создание солнечных элементов
Для изготовления электронных приборов часто используется аморфные пленки а-Si:H и их сплавы [6, 8–10, 18–23]. Такие сплавы характеризуются двумя фазами: аморфными и нанокристаллическими, наиболее интересными из которых являются фазы, находящиеся на границе кристалличности, которые считаются наиболее стабильными для создания электронных приборов.
Каскадный элемент со структурой стекла // ОИО/р + -а-SiC:H/i-a-Si:H/n + -nk-Si:H/p + -nk-Si:H/i-nk-Si:H/n + -nk-Si:H/Ag/Al получен следующим образом: слой а-SiС:H р-типа, который, играет роль окна, легированный бором [B2H6/(SiH4 + CH4) = 0,1 %] и толщиной 300 A осаждается на прозрачную проводящую пленку из оксидов индия-олова (ОИО), предварительно напыленные на стеклянную подложку. Затем осаждался нелегированный i-слой а-SiC:H толщиной d = 5000 A с последующим нанесением на него слоя нк-Si n-типа, легированного фосфором (РН3/SiH4 = 0,5 %), толщиной 400 A. Таким же образом, осаждался последующий слой p + -nk-Si:H, i-nk-Si:H, n + -nk-Si:H, вышеуказанным методом. Последним наносился контакт сплавов Ag/Al. При использовании слишком тонкого «окна» (для вывода излучения) увеличивается величина напряжения разомкнутой цепи (V∞), а при слишком большой толщине «окна» увеличивается плотность тока короткого замыкания (Jsc). Поэтому выбирается оптимальная толщина для «окна». Именно самые большие V∞ и Jsc получаются при толщине «окна» равной 300 A. Это, в свою очередь, характеризует коэффициент полезного действия элементов. Коэффициент оптического поглощения (α) для i-слоя в видимой области спектра достигает 8·104 см-1 и описывался соотношением:
, (14)
где коэффициент В = 530 эВ-1см-1 определяется экстраполяцией линейной зависимости 
от энергии фотонов hv; E0 = 1,85 эВ – ширина запрещенной зоны.
Для получения фотогальванического эффекта элементы освещались источником света с интенсивностью ~ 100 мВт/см2, в интервале длины волны 300÷900 нм. Элемент площадью 1,2 см2 обладал следующими характеристиками: V∞ = 0,882 В, Jsc = 18,0 мА/см2, коэффициент заполнения (ξ) = 0,709, коэффициент полезного действия (ξ) = 11,2 % (рис. 10, кривая 2). Элементы освещались при потоке фотонов N = 1017÷1818м-2·с-1 в режиме короткого замыкания. Эффективность собирания носителей (ЭС) У(l) при разных длинах волн определялась как отношение числа падающих фотонов к числу свободных носителей, собранных внешней цепью [22, 23].
У(l) = Jp(l) /e N(l), (15)
где Jp(l) – плотность фототока, имеет значение 10 мА/см2, N(l) – поток падающих фотонов, е – заряд свободных носителей.
Аналогично были получены высокоэффективные солнечные элементы
.
После осаждения пленки в качестве переднего контакта использовалось покрытие из прозрачной проводящей пленки с пропусканием света в видимой области спектра 80 %. Слой ОСУНТ р + типа, легированный бором [B2H6/(SiH4 + CH4) = 0,1 %] толщиной 300 A и играющий роль оптического окна, осаждается на кварцевую пластинку.
Аморфные трехкомпонентные сплавы а-нк-Si1-xCx:H получались из газовых смесей SiH4, CH4, H2. Водород добавлялся в следующих соотношениях: [B2H6/(SiH4 + CH4)/ H2 = 1/10] для пленок р-типа ОСУНТ. Состав пленок р-типа полученных осаждением реактивным магнетронным распылением, при температуре подложки 500 °С, характеризуется избытком углерода. В зависимости от температуры, скорости осаждения и толщины получаемой пленки локализованный углерод может быть как аморфным так и кристаллическим. При изучении фотогальванического эффекта элемент площадью 1,0 см2 обладал следующими характеристиками: V∞ = 0,98 В, Jsc = 19,0 мА/см2, коэффициент заполнения (ξ) = 0,8, коэффициент полезного действия (η) = 14,09 % (рис. 10, кривая 1).
Также были созданы солнечные элементы на основе барьера Шоттки Pt/a-Si:H. Чтобы улучшить качество и воспроизводимость работы солнечного элемента, на подложку в начале наносился n + слой толщиной 300 A из нанокристаллического Si. Затем наносился i-слой изготовленный на основе a-Si:H толщиной 5000 A и для получения барьера наносился металлический слой Pt толщиной 100 A. В качестве переднего контакта использовался Pd, а для заднего – стальная подложка. Используя зависимости Jsc от V∞ из соотношения:
(16)
определяется коэффициент качества диода равный 
для барьера Шоттки, каскадного солнечного элемента УН/a-Si:H и a-SiС:H/a-Si:H, соответственно.
Плотность тока насыщения диодов определяется формулой:
, (17)
где µС = 20 см2(В·с)–1 – подвижность электронов в зоне проводимости, ЕС = 104 В/см, q – заряд электрона [14, 22, 23]. Высота барьера определяется при помощи выражения [14, 22, 23]:
. (18)
Согласно работе [14], так как 
φВ = 1,1 эВ.
Из вольт-фарадных характеристик [14, 23], находим значение встроенного потенциала V0 = 0,42 В и плотность пространственного заряда N ≈ 3·1015 см-3; затем для определения обедненного слоя используя уравнение из [14, 23] в виде:
, (19)
находим, что ширина обедненного слоя We = 0,35 мкм.
Из кривой 3 на рис. 10, определялось значение наибольшего к.п.д. ξ = 0,65 % и наилучшего JSC = 12,1 мА/см2, при V∞ = 0,77 и ζ = 0,65.
Рис. 11. Зависимость коэффициета собирания от длины волны падающего излучения: 1. каскадный солнечный элемент УН/a-Si:H; 2. каскадный солнечный элемент a-Si1-xCx:H/a-Si:H; 3. солнечный элемент типа барьер Шоттки
На рис. 11 показана зависимость коэффициента собирания от длины волны света при потоке фотонов ~ 1017÷1018 м-2·с-1 в режиме короткого замыкания. Эффективность собирания носителей заряда при различных длинах волн определялась с помощью уравнения (15).
Для получения каскадных солнечных элементов на основе a-Si:H/нк-Si:H исследование проводилось в одной камере. Чтобы уменьшить загрязнения i- и p-слоев элементов используется 20-ти минутный цикл откачки перед осаждением. i- и р-слои тщательно изолируют (в форме комплексов В-Р) большинство атомов Р на стенках камеры, что приводит к высокому качеству элементов и незначительному ухудшению характеристик. В отличие от большинства производственных технологий данный метод не требует очистки камеры после осаждения каждого р-слоя.
Заключение
Результаты настоящей работы показывают перспективность получения пленок аморфного и нанокристаллического кремния углерода, осажденного методом реактивного магнетронного распыления. Эксперименты показывают, что изменяя технологические параметры и условия, аморфные пленки осаждаются на различных структурных фазах. Также установлено, что технологические параметры (температура подложки, скорость осаждения пленок, мощность ВЧ разряда) влияют на физические свойства аморфного и нанокристаллического кремния-углерода. Результаты исследований проведенных в настоящей работе, показывают, что пленки а-Si1-xCx:H и нк-Si являются перспективными материалами для создании каскадных солнечных элементов. А также исследованные пленки являются перспективным материалом в микро и наноэлектронике.