Este trabajo fue apoyado financieramente por la Sociedad Japonesa para la Promoción de la Ciencia (JSPS) KAKENHI (17J10044) del Ministerio de Educación, Cultura, Deportes, Ciencia y Tecnología (MEXT), Japón. Los procesos de fabricación fueron apoyados por "Plataforma de Nanotecnología" (proyecto No. 12024046), MEXT, Japón. Los autores desean agradecer al Sr. K. Yamashita y a la Sra. S. Hirata, de la Universidad de Tokio, por su ayuda en las observaciones de TEM.

1. Procedimiento teórico de cálculo
<ol><li>Calcular trayectorias de TD. En el cálculo, supongamos que las máscaras SEG son lo suficientemente delgadas como para ignorar el efecto ART en la reducción de TDD.<ol><li>Determine las superficies de crecimiento y expréselas mediante ecuaciones. Por ejemplo, exprese la evolución temporal de una sección transversal de forma redonda de una capa SEG Ge con el parámetro de evolución temporal n = i, las alturas SEG Ge (h i) y los radios SEG Ge (ri), como se muestra en el Video Suplementario 1a y Eq. (1): <img alt="Equation 4" src="/files/ftp_upload/58897/58897eq4.jpg" style="opacity: 0.9;"></li>
		<li>Determine las direcciones normales para una ubicación arbitraria en las superficies de crecimiento. Para la sección transversal de forma redonda SEG Ge, describa la línea normal en (x i , yi) como , que se muestra en el Video Suplementario 1b como <img alt="Equation 7" src="/files/ftp_upload/58897/58897eq7v2.jpg" style="opacity: 0.9;">una línea roja. Luego, obtén la arista del TD (x i+1 , y i+1) del punto (x i , yi) resolviendo las siguientes ecuaciones simultáneas: <img alt="Equation 10" src="/files/ftp_upload/58897/58897eq10.jpg" style="opacity: 0.9;"></li>
		<li>Calcule una trayectoria de un TD dependiendo de la ubicación de la generación de TD (x 0, 0), como se muestra en el video suplementario 1c. En otras palabras, una trayectoria para un TD arbitrario puede calcularse mediante el método descrito anteriormente.</li>
		<li>Calcule TDD suponiendo que los TD penetran en la superficie inferior y contribuyen a la reducción de TDD (es decir, los TD por debajo del punto donde las capas de SEG Ge se unen están atrapados por vacíos semicilíndricos y nunca aparecen en la superficie superior).</li>
	</ol></li>
</ol>2. Procedimiento experimental de verificación
<ol><li>Preparación de la máscara SEG<ol><li>Antes de la fabricación de máscaras SEG, defina las áreas de crecimiento de Ge preparando un archivo de diseño. En el presente trabajo, prepare patrones de línea y espacio alineados con la dirección [110] y áreas de ventana de Si de forma cuadrada de 4 mm de ancho utilizando software comercial (por ejemplo, AutoCAD).</li>
		<li>Determine el diseño de las máscaras SEG (en particular la ventana W yla máscara W) utilizando el software. La ventana W es el ancho de laventana (ancho de la semilla de Si) y la máscara W es el ancho de lamáscara SiO2 , de modo que las capas SEG Ge pueden unirse con las adyacentes. Determine laventana W y lamáscara W dibujando rectángulos haciendo clic en abrir archivo → estructura → rectángulo o polilínea. NOTA: El ancho de los rectángulos se convierte enventana W y el intervalo de los rectángulos se convierte enmáscara W. En el presente trabajo, los valores mínimos deventana W ymáscara W son 0,5 μm y 0,3 μm, respectivamente, que están restringidos por la resolución en el sistema de litografía EB empleado.</li>
		<li>Como referencias, dibuje áreas de ventanas de Si de forma cuadrada de 4 mm de ancho D, consideradas como las áreas de manta. Haga clic en Abrir archivo → estructura → rectángulo o polilínea para dibujar la ventana Si de forma cuadrada. Utilice los esquemas que se muestran en la figura 1 para preparar los patrones de línea y espacio y el área de la manta cuadrada de 4 mm.</li>
		<li>Preparar sustratos de p-Si (001) dopados con B con una resistividad de 1-100 Ω∙cm. En el presente trabajo, use sustratos de Si de 4 pulgadas. Limpie las superficies del sustrato con solución de piraña (una mezcla de 20 mL de 30% deH2O2 y 80 mL de 96%H2SO4) segúnsea necesario.</li>
		<li>Abra la tapa de un horno tubular y cargue los sustratos de Si en el horno con una varilla de vidrio. En el presente trabajo, oxide 10 sustratos de Si a la vez.</li>
		<li>Comience a soplar gasN2 seco en el horno abriendo la válvula de gas. Luego, ajuste el caudal de gas a 0,5 L / m controlando la válvula.</li>
		<li>Ajuste la temperatura de recocido cambiando el programa. En el presente trabajo, utilice el "paso de patrón (modo 2)" y ajuste la temperatura del proceso a 900 °C. Luego, ejecute el programa presionando la función → ejecutar.</li>
		<li>Cuando la temperatura alcance los 900 °C, cierre la válvula N 2 seca, abra la válvula de O 2 seca (flujo deO2 = 1 L/m) y manténgala durante2 h. NOTA: Realice los pasos 2.1.9-2.1.16 en una sala amarilla.</li>
		<li>Cubrir los sustratos de Si oxidado con un tensioactivo (OAP) con una recubridora de centrifugado y, a continuación, hornear a 110 °C durante 90 s en una placa calefactora.</li>
		<li>Después del recubrimiento con surfactante, cubra los sustratos de Si con una fotorresistencia (por ejemplo, ZEP520A) con una recubridora de centrifugado y luego hornee a 180 °C durante 5 minutos en una placa calefactora.</li>
		<li>Cargue los sustratos de Si con el surfactante y fotorresista en un escritor de haz de electrones (EB).</li>
		<li>Lea el archivo de diseño (preparado en el paso 2.1.2) en el escritor de EB y cree un archivo de operación (archivo WEC). Establezca la cantidad de dosis como 120 μC/cm2 en el archivo WEC. Cuando finalice la carga del sustrato, realice la exposición EB haciendo clic en el botón de exposición única .</li>
		<li>Descargue el sustrato del escritor EB haciendo clic en oblea transportar → descargar a medida que finaliza la exposición.</li>
		<li>Prepare un revelador de fotorresistencia (ZED) y un enjuague para el revelador (ZMD) en una cámara de tiro. Sumerja los sustratos de Si expuestos en el revelador durante 60 s a temperatura ambiente.</li>
		<li>Retire los sustratos de Si del revelador y luego seque el sustrato con gasN2 .</li>
		<li>Coloque los sustratos de Si desarrollados en una placa calefactora para hornear a 110 °C durante 90 s.</li>
		<li>Sumerja los sustratos de Si en un ácido fluorhídrico tamponado (BHF-63SE) durante 1 minuto para eliminar parte de las capas de SiO2 expuestas al aire como resultado de la exposición y el desarrollo de EB.</li>
		<li>Retire el fotoprotector de los sustratos de Si sumergiéndolo en un removedor de fotorresistencia orgánico (por ejemplo, Hakuri-104) durante 15 minutos.</li>
		<li>Sumerja los sustratos de Si en ácido fluorhídrico diluido al 0,5% durante 4 minutos para eliminar el óxido nativo delgado en las regiones de la ventana, pero para retener las máscaras de SiO2 . Luego cargue en una cámara de deposición química de vapor de ultra alto vacío (UHV-CVD) para cultivar Ge. La Figura 2 muestra el sistema UHV-CVD utilizado en el presente trabajo.</li>
	</ol></li>
	<li>Crecimiento de Ge epitaxial<ol><li>Cargue el sustrato de Si con máscaras SEG (fabricadas como en el paso 2.1) en una cámara de bloqueo de carga.</li>
		<li>Establezca la temperatura de crecimiento del búfer/principal en la pestaña Receta que se muestra en la computadora de operación. Determine las duraciones para el crecimiento principal de Ge de modo que las capas de SEG Ge se unan con las adyacentes. Para decidir las duraciones para el crecimiento principal, considere la tasa de crecimiento de Ge en los planos {113}, que determina el crecimiento en la dirección intraplano/lateral26. En el presente trabajo, establezca las duraciones para el crecimiento principal como 270 min y 150 min para 650 °C y 700 °C, respectivamente.</li>
		<li>Haga clic en Inicio en la ventana principal y, a continuación, el sustrato de Si se transfiere automáticamente a la cámara de crecimiento. NOTA: El protocolo sobre el crecimiento epitaxial de Ge (pasos 2.2.4-2.2.7) se procesa automáticamente.</li>
		<li>Tampón de cultivo de Ge sobre el sustrato de Si cargado a baja temperatura (≈380 °C). Use GeH 4 diluido al 9% en Ar como gas fuente y mantenga la presión parcial de GeH4 durante 0.5 Pa durante el crecimiento del tampón.</li>
		<li>Cultive la capa principal de Ge a una temperatura elevada. Mantenga la presión parcial de GeH4 durante 0.8 Pa durante el crecimiento principal. En el presente trabajo, utilice dos temperaturas diferentes de 650 y 700 °C para la temperatura de crecimiento principal con el fin de comparar SEG Ge con una sección transversal de forma redonda y con una sección transversal de {113} facetas25. NOTA: La tasa de crecimiento de Ge en el plano (001) fue de 11,7 nm/min independientemente de la temperatura.</li>
		<li>Para visualizar la evolución de SEG Ge y su coalescencia, realice el crecimiento de Ge con la inserción periódica de capas de demarcación de Si0.3Ge0.7 de 10 nm de espesor en otro sustrato de Si. Se formaron capas de Si0.3Ge0.7 utilizando gases Si2H6 y GeH4. Durante el crecimiento de la capa de Si 0.3 Ge0.7, establezca la presión parcial del gas Si2H6 en 0.02 Pa y la presión parcial del gas GeH4 en0.8 Pa.</li>
		<li>Como el sustrato de Si se transfiere automáticamente de la cámara de crecimiento a la cámara de bloqueo de carga, ventile la cámara de bloqueo de carga y descargue el sustrato de Si manualmente.</li>
	</ol></li>
	<li>Mediciones de densidad de pozo de grabado (EPD)<ol><li>Disuelva 32 mg de I2 en 67 ml de CH3COOH utilizando una máquina de limpieza ultrasónica.</li>
		<li>Mezclar el CH 3 COOH I2-disuelto, 20 mL de HNO3y 10 mL de HF.</li>
		<li>Sumerja los sustratos de Si cultivados en Ge-grown en la solución CH 3 COOH/HNO3/HF/I2 durante 5-7 s para formar fosas grabadas.</li>
		<li>Observe las superficies de Ge grabadas con un microscopio óptico (típicamente 100x) para asegurarse de que los hoyos grabados se formen con éxito.</li>
		<li>Emplee un microscopio de fuerza atómica (AFM) para contar los pozos grabados. Coloque la muestra de Ge grabada en una etapa AFM y, a continuación, acérquese a la sonda haciendo clic en enfoque automático.</li>
		<li>Decida el área de observación utilizando un microscopio óptico integrado con un AFM y escanee cinco áreas diferentes de 10 μm x 10 μm. El factor de amortiguación de amplitud se determina automáticamente.</li>
	</ol></li>
	<li>Observaciones de TEM<ol><li>Recoger muestras TEM de las capas de Ge fusionadas/manta utilizando un haz de iones de Ge enfocado (método de micromuestreo FIB)27.</li>
		<li>Pule las muestras TEM en un sistema de molienda de iones utilizando iones Ar. En el presente trabajo, los especímenes TEM delgados para observaciones transversales para que sean de 150-500 nm en la dirección [110], y para las observaciones de vista en planta sean de 200 nm en la dirección [001].</li>
		<li>Para especímenes TEM de vista en planta, proteja las superficies superiores de las capas de Ge con capas amorfas y, a continuación, adelgase desde el lado inferior (sustrato) de las capas de Ge.</li>
		<li>Realizar observaciones TEM bajo una tensión de aceleración de 200 kV. Realizar observaciones TEM (STEM) de escaneo de campo brillante de sección transversal para observar muestras TEM gruesas (500 nm).</li>
		<li>Para un Ge fusionado con capas de demarcación de Si 0.3 Ge0.7, realice observaciones STEM de campo oscuro anular de alto ángulo (HAADF) de sección transversal bajo un voltaje de aceleración de 200 kV.</li>
	</ol></li>
</ol>

Los autores no tienen nada que revelar.

En el presente trabajo, se mostraron experimentalmente TDD de 4 x 107/cm2 . Para una mayor reducción de TDD, hay principalmente 2 pasos críticos dentro del protocolo: preparación de la máscara SEG y crecimiento epitaxial de GE.
Nuestro modelo que se muestra en la Figura 4 indica que TDD puede reducirse por debajo de 107 / cm2 en Ge fusionado cuando APR, ventana W / (ventana W +máscara</sub...

Epitaxial Ge en Si ha atraído intereses sustanciales como una plataforma de dispositivo fotónico activo ya que Ge puede detectar / emitir luz en el rango de comunicación óptica (1.3-1.6 μm) y es compatible con las técnicas de procesamiento de Si CMOS (semiconductor complementario de óxido metálico). Sin embargo, dado que el desajuste de la red entre Ge y Si es tan grande como 4.2%, las dislocaciones de roscado (TD) se forman en capas epitaxiales de Ge en Si a una densidad de ~ 109 / cm2. El rendimiento de los dispositivos fotónicos Ge se ve deteriorado por los TD porque los TD funcionan como centros de generación de portadoras en fotodetectores de Ge (PD) y moduladores (MOD), y como centros de recombinación de portadores en diodos láser (LD). A su vez, aumentarían la corriente de fuga inversa (fuga J) en PD y MODs 1,2,3, y la corriente umbral (Jth) en LD 4,5,6.
Se han reportado varios intentos para reducir la densidad de TD (TDD) en Ge en Si (Figura Suplementaria 1). El recocido térmico estimula el movimiento de los TD que conducen a la reducción de TDD, típicamente a 2 x 107/cm2. El inconveniente es la posible mezcla de Si y Ge y la difusión de dopantes en Ge como el fósforo 7,8,9 (Figura suplementaria 1a). La capa tampón graduada de SiGe 10,11,12 aumenta los espesores críticos y suprime la generación de TD que conduce a la reducción de TDD, típicamente a 2 x 10 6/cm2. El inconveniente aquí es que el búfer grueso reduce la eficiencia de acoplamiento de luz entre los dispositivos Ge y las guías de onda de Si debajo (Figura suplementaria 1b). El atrapamiento por relación de aspecto (ART)13,14,15 es un método de crecimiento epitaxial selectivo (SEG) y reduce los TD atrapando TD en las paredes laterales de zanjas gruesas de SiO 2, típicamente a <1 x 10 6/cm 2. El método ART utiliza una máscara gruesa deSiO2 para reducir TDD en Ge sobre las máscaras de SiO2, que se ubica muy por encima de Si y tiene el mismo inconveniente (Figura suplementaria 1b, 1c). El crecimiento de Ge en semillas de pilar de Si y recocido 16,17,18 es similar al método ART, lo que permite el atrapamiento de TD por el crecimiento de Ge de alta relación de aspecto, a <1 x 10 5/cm2. Sin embargo, el recocido a alta temperatura para la coalescencia de Ge tiene los mismos inconvenientes en la Figura Suplementaria 1a-c (Figura Suplementaria 1d).
Para lograr un crecimiento epitaxial de Ge de TDD bajo en Si que esté libre de los inconvenientes de los métodos mencionados anteriormente, hemos propuesto una reducción de TDD inducida por coalescencia 19,20 basada en las siguientes dos observaciones clave reportadas hasta ahora en el crecimiento de SEG Ge 7,15,21,22,23 : 1) los TD se doblan para ser normales a las superficies de crecimiento (observados por el microscopio electrónico de transmisión de sección transversal (TEM)), y 2) la coalescencia de las capas de SEG Ge da como resultado la formación de vacíos semicilíndricos sobre las máscaras de SiO2.
Hemos asumido que los TD están doblados debido a la fuerza de imagen de la superficie de crecimiento. En el caso de Ge en Si, la fuerza de imagen genera tensiones de cizallamiento de 1,38 GPa y 1,86 GPa para dislocaciones de tornillos y dislocaciones de bordes a distancias de 1 nm de las superficies libres, respectivamente19. Las tensiones de cizallamiento calculadas son significativamente mayores que la tensión de Peierls de 0,5 GPa reportada para dislocaciones de 60° en Ge24. El cálculo predice la reducción de TDD en las capas de Ge SEG sobre una base cuantitativa y está en buen acuerdo con el crecimiento de SEG Ge19. Las observaciones TEM de TD se llevan a cabo para comprender los comportamientos de TD en el crecimiento SEG Ge presentado en Si20. La reducción TDD inducida por la fuerza de la imagen está libre de recocido térmico o capas de amortiguación gruesas y, por lo tanto, es más adecuada para la aplicación de dispositivos fotónicos.
En este artículo, describimos métodos específicos para el cálculo teórico y la verificación experimental empleados en el método de reducción de TDD propuesto.

<table border="0" cellpadding="0" cellspacing="0" style="width:655px;" width="656">
	<tbody>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;width:222px;">AFM</td>
			<td style="width:140px;">SII NanoTechnology</td>
			<td style="width:123px;">SPI-3800N</td>
			<td style="width:171px;"></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">BHF</td>
			<td>DAIKIN</td>
			<td>BHF-63U</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">CAD design</td>
			<td>AUTODESK</td>
			<td>AutoCAD 2013</td>
			<td>Software</td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">CH3COOH</td>
			<td>Kanto-Kagaku</td>
			<td>Acetic Acid</td>
			<td>for Electronics</td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">CVD</td>
			<td>Canon ANELVA</td>
			<td>I-2100 SRE</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">Developer</td>
			<td>ZEON</td>
			<td>ZED</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">Developer rinse</td>
			<td>ZEON</td>
			<td style="width:123px;">ZMD</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">EB writer</td>
			<td>ADVANTEST</td>
			<td>F5112+VD01</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">Furnace</td>
			<td>Koyo Thermo System</td>
			<td>KTF-050N-PA</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">HF, 0.5 %</td>
			<td>Kanto-Kagaku</td>
			<td>0.5 % HF</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">HF, 50 %</td>
			<td>Kanto-Kagaku</td>
			<td>50 % HF</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">HNO3, 61 %</td>
			<td>Kanto-Kagaku</td>
			<td>HNO3 1.38</td>
			<td>for Electronics</td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">I2</td>
			<td>Kanto-Kagaku</td>
			<td>Iodine 100g</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">Photoresist</td>
			<td>ZEON</td>
			<td>ZEP520A</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">Photoresist remover</td>
			<td>Tokyo Ohka</td>
			<td>Hakuri-104</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">Surfactant</td>
			<td>Tokyo Ohka</td>
			<td>OAP</td>
			<td></td>
		</tr>
		<tr height="21">
			<td height="21" style="height:21px;">TEM</td>
			<td>JEOL</td>
			<td>JEM-2010HC</td>
			<td></td>
		</tr>
	</tbody>
</table>

theoretical calculation and experimental verification for dislocation reduction in germanium epitaxial layers with semicylindrical voids on silicon

La reducción de la densidad de dislocación de roscado (TDD) en germanio epitaxial (Ge) sobre silicio (Si) ha sido uno de los desafíos más importantes para la realización de circuitos fotónicos monolíticamente integrados. El presente artículo describe métodos de cálculo teórico y verificación experimental de un nuevo modelo para la reducción de TDD. El método de cálculo teórico describe la flexión de las dislocaciones de roscado (TD) basadas en la interacción de TD y superficies de crecimiento no planas de crecimiento epitaxial selectivo (SEG) en términos de fuerza de imagen de dislocación. El cálculo revela que la presencia de huecos en las máscaras deSiO2 ayuda a reducir el TDD. La verificación experimental se describe mediante SEG de germanio (Ge), utilizando un método de deposición química de vapor de ultra alto vacío y observaciones TD del Ge cultivado a través de grabado y microscopio electrónico de transmisión transversal (TEM). Se sugiere encarecidamente que la reducción de TDD se deba a la presencia de huecos semicilíndricos sobre las máscaras de SiO2 SEG y la temperatura de crecimiento. Para la verificación experimental, se forman capas epitaxiales de Ge con huecos semicilíndricos como resultado de SEG de capas de Ge y su coalescencia. Los TDD obtenidos experimentalmente reproducen los TDD calculados basados en el modelo teórico. Las observaciones transversales de TEM revelan que tanto la terminación como la generación de TD ocurren en vacíos semicilíndricos. Las observaciones TEM de vista en planta revelan un comportamiento único de los TD en Ge con vacíos semicilíndricos (es decir, los TD se doblan para ser paralelos a las máscaras SEG y al sustrato Si).

Cálculo teórico
La Figura 3 muestra las trayectorias calculadas de TD en 6 tipos de capas de Ge fusionadas: aquí, definimos la relación de apertura (APR) como W ventana / (ventana W + máscara W). La Figura 3a muestra un origen SEG de forma redonda fusionado Ge de APR = 0.8. Aquí, 2/6 TDs están atrapados. <strong c...

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Theoretical Calculation and Experimental Verification for Dislocation Reduction in Germanium Epitaxial Layers with Semicylindrical Voids on Silicon

Se propone el cálculo teórico y la verificación experimental para una reducción de la densidad de dislocación de roscado (TD) en capas epitaxiales de germanio con huecos semicilíndricos en silicio. Se presentan cálculos basados en la interacción de TD y superficie a través de la fuerza de imagen, mediciones de TD y observaciones de microscopio electrónico de transmisión de TD.

Cálculo teórico y verificación experimental para la reducción de la dislocación en capas epitaxiales de germanio con huecos semicilíndricos en silicio

Reduction of threading dislocation density (TDD) in epitaxial germanium (Ge) on silicon (Si) has been one of the most important challenges for the ...

theoretical-calculation-experimental-verification-for-dislocation

Research

JoVE Journal

Engineering

2.1K vistas.  The University of Tokyo. Se propone el cálculo teórico y la verificación experimental para una reducción de la densidad de dislocación de roscado (TD) en capas epitaxiales de germanio con huecos semicilíndricos en silicio. Se presentan cálculos basados en la interacción de TD y superficie a través de la fuerza de imagen, mediciones de TD y observaciones de microscopio electrónico de transmisión de TD. 

Video: Theoretical Calculation and Experimental Verification for Dislocation Reduction in Germanium Epitaxial Layers with Semicylindrical Voids on Silicon

Polycrystalline Silicon Thin-film Solar cells with Plasmonic-enhanced Light-trapping

One of major approaches to cheaper solar cells is reducing the amount of semiconductor material used for their fabrication and making cells thinner. To compensate for lower light absorption such physically thin devices have to incorporate light-trapping which increases their optical thickness. Light scattering by textured surfaces is a common technique but it cannot be universally applied to all solar cell technologies. Some cells, for example those made of evaporated silicon, are planar as produced and they require an alternative light-trapping means suitable for planar devices. Metal nanoparticles formed on planar silicon cell surface and capable of light scattering due to surface plasmon resonance is an effective approach.
The paper presents a fabrication procedure of evaporated polycrystalline silicon solar cells with plasmonic light-trapping and demonstrates how the cell quantum efficiency improves due to presence of metal nanoparticles.
To fabricate the cells a film consisting of alternative boron and phosphorous doped silicon layers is deposited on glass substrate by electron beam evaporation. An Initially amorphous film is crystallised and electronic defects are mitigated by annealing and hydrogen passivation. Metal grid contacts are applied to the layers of opposite polarity to extract electricity generated by the cell. Typically, such a ~2 &mu;m thick cell has a short-circuit current density (Jsc) of 14-16 mA/cm2, which can be increased up to 17-18 mA/cm2 (~25% higher) after application of a simple diffuse back reflector made of a white paint.
To implement plasmonic light-trapping a silver nanoparticle array is formed on the metallised cell silicon surface. A precursor silver film is deposited on the cell by thermal evaporation and annealed at 23&deg;C to form silver nanoparticles. Nanoparticle size and coverage, which affect plasmonic light-scattering, can be tuned for enhanced cell performance by varying the precursor film thickness and its annealing conditions. An optimised nanoparticle array alone results in cell Jsc enhancement of about 28%, similar to the effect of the diffuse reflector. The photocurrent can be further increased by coating the nanoparticles by a low refractive index dielectric, like MgF2, and applying the diffused reflector. The complete plasmonic cell structure comprises the polycrystalline silicon film, a silver nanoparticle array, a layer of MgF2, and a diffuse reflector. The Jsc for such cell is 21-23 mA/cm2, up to 45% higher than Jsc of the original cell without light-trapping or ~25% higher than Jsc for the cell with the diffuse reflector only.
Introduction
Light-trapping in silicon solar cells is commonly achieved via light scattering at textured interfaces. Scattered light travels through a cell at oblique angles for a longer distance and when such angles exceed the critical angle at the cell interfaces the light is permanently trapped in the cell by total internal reflection (Animation 1: Light-trapping). Although this scheme works well for most solar cells, there are developing technologies where ultra-thin Si layers are produced planar (e.g. layer-transfer technologies and epitaxial c-Si layers) 1 and or when such layers are not compatible with textures substrates (e.g. evaporated silicon) 2. For such originally planar Si layer alternative light trapping approaches, such as diffuse white paint reflector 3, silicon plasma texturing 4 or high refractive index nanoparticle reflector 5 have been suggested.
Metal nanoparticles can effectively scatter incident light into a higher refractive index material, like silicon, due to the surface plasmon resonance effect 6. They also can be easily formed on the planar silicon cell surface thus offering a light-trapping approach alternative to texturing. For a nanoparticle located at the air-silicon interface the scattered light fraction coupled into silicon exceeds 95% and a large faction of that light is scattered at angles above critical providing nearly ideal light-trapping condition (Animation 2: Plasmons on NP). The resonance can be tuned to the wavelength region, which is most important for a particular cell material and design, by varying the nanoparticle average size, surface coverage and local dielectric environment 6,7. Theoretical design principles of plasmonic nanoparticle solar cells have been suggested 8. In practice, Ag nanoparticle array is an ideal light-trapping partner for poly-Si thin-film solar cells because most of these design principle are naturally met. The simplest way of forming nanoparticles by thermal annealing of a thin precursor Ag film results in a random array with a relatively wide size and shape distribution, which is particularly suitable for light-trapping because such an array has a wide resonance peak, covering the wavelength range of 700-900 nm, important for poly-Si solar cell performance. The nanoparticle array can only be located on the rear poly-Si cell surface thus avoiding destructive interference between incident and scattered light which occurs for front-located nanoparticles 9. Moreover, poly-Si thin-film cells do not requires a passivating layer and the flat base-shaped nanoparticles (that naturally result from thermal annealing of a metal film) can be directly placed on silicon further increases plasmonic scattering efficiency due to surface plasmon-polariton resonance 10.
The cell with the plasmonic nanoparticle array as described above can have a photocurrent about 28% higher than the original cell. However, the array still transmits a significant amount of light which escapes through the rear of the cell and does not contribute into the current. This loss can be mitigated by adding a rear reflector to allow catching transmitted light and re-directing it back to the cell. Providing sufficient distance between the reflector and the nanoparticles (a few hundred nanometers) the reflected light will then experience one more plasmonic scattering event while passing through the nanoparticle array on re-entering the cell and the reflector itself can be made diffuse - both effects further facilitating light scattering and hence light-trapping. Importantly, the Ag nanoparticles have to be encapsulated with an inert and low refractive index dielectric, like MgF2 or SiO2, from the rear reflector to avoid mechanical and chemical damage 7. Low refractive index for this cladding layer is required to maintain a high coupling fraction into silicon and larger scattering angles, which are ensured by the high optical contrast between the media on both sides of the nanoparticle, silicon and dielectric 6. The photocurrent of the plasmonic cell with the diffuse rear reflector can be up to 45% higher than the current of the original cell or up to 25% higher than the current of an equivalent cell with the diffuse reflector only.

Polycrystalline silicon thin-film solar cells on glass are fabricated by deposition of boron and phosphorous doped silicon layers followed by crystallisation, defect passivation and metallisation. Plasmonic light-trapping is introduced by forming Ag nanoparticles on the silicon cell surface capped with a diffused reflector resulting in ~45% photocurrent enhancement.

De silicio policristalino película delgada de células solares con plasmónica mejorada luz que atrapa

One of major approaches to cheaper solar cells is reducing the amount of semiconductor material used for their fabrication and making cells thinner. To ...

Investigación

Ingeniería

Monolayer Contact Doping of Silicon Surfaces and Nanowires Using Organophosphorus Compounds

Monolayer Contact Doping (MLCD) is a simple method for doping of surfaces and nanostructures1. MLCD results in the formation of highly controlled, ultra shallow and sharp doping profiles at the nanometer scale. In MLCD process the dopant source is a monolayer containing dopant atoms.
In this article a detailed procedure for surface doping of silicon substrate as well as silicon nanowires is demonstrated. Phosphorus dopant source was formed using tetraethyl methylenediphosphonate monolayer on a silicon substrate. This monolayer containing substrate was brought to contact with a pristine intrinsic silicon target substrate and annealed while in contact. Sheet resistance of the target substrate was measured using 4 point probe. Intrinsic silicon nanowires were synthesized by chemical vapor deposition (CVD) process using a vapor-liquid-solid (VLS) mechanism; gold nanoparticles were used as catalyst for nanowire growth. The nanowires were suspended in ethanol by mild sonication. This suspension was used to dropcast the nanowires on silicon substrate with a silicon nitride dielectric top layer. These nanowires were doped with phosphorus in similar manner as used for the intrinsic silicon wafer. Standard photolithography process was used to fabricate metal electrodes for the formation of nanowire based field effect transistor (NW-FET). The electrical properties of a representative nanowire device were measured by a semiconductor device analyzer and a probe station.

A detailed procedure for surface doping of Silicon interfaces is provided. The ultra-shallow surface doping is demonstrated by using phosphorus containing monolayers and rapid annealing process. The method can be used for doping of macroscopic area surfaces as well as nanostructures.

Monolayer Contact Doping (MLCD) is a simple method for doping of surfaces and nanostructures1. MLCD results in the formation of highly controlled, ultra ...

Selective Area Modification of Silicon Surface Wettability by Pulsed UV Laser Irradiation in Liquid Environment

The wettability of silicon (Si) is one of the important parameters in the technology of surface functionalization of this material and fabrication of biosensing devices. We report on a protocol of using KrF and ArF lasers irradiating Si (001) samples immersed in a liquid environment with low number of pulses and operating at moderately low pulse fluences to induce Si wettability modification. Wafers immersed for up to 4 hr in a 0.01% H2O2/H2O solution did not show measurable change in their initial contact angle (CA) ~75&#176;. However, the 500-pulse KrF and ArF lasers irradiation of such wafers in a microchamber filled with 0.01% H2O2/H2O solution at 250 and 65 mJ/cm2, respectively, has decreased the CA to near 15&#176;, indicating the formation of a superhydrophilic surface. The formation of OH-terminated Si (001), with no measurable change of the wafer&#8217;s surface morphology, has been confirmed by X-ray photoelectron spectroscopy and atomic force microscopy measurements. The selective area irradiated samples were then immersed in a biotin-conjugated fluorescein-stained nanospheres solution for 2 hr, resulting in a successful immobilization of the nanospheres in the non-irradiated area. This illustrates the potential of&#160;the method for selective area biofunctionalization and fabrication of advanced Si-based biosensing architectures. We also describe a similar protocol of irradiation of wafers immersed in methanol (CH3OH) using ArF laser operating at pulse fluence of 65 mJ/cm2 and in situ formation of a strongly hydrophobic surface of Si (001) with the CA of 103&#176;. The XPS results indicate ArF laser induced formation of Si&#8211;(OCH3)x compounds responsible for the observed hydrophobicity. However, no such compounds were found by XPS on the Si surface irradiated by KrF laser in methanol, demonstrating the inability of the KrF laser to photodissociate methanol and create -OCH3 radicals.

We report on a process of in situ alteration of HF treated Si (001) surface into a hydrophilic or hydrophobic state by irradiating samples in microfluidic chambers filled with&#160;H2O2/H2O solution (0.01%-0.5%) or methanol solutions using pulsed UV laser of a relative low pulse fluence.

Área selectivo Modificación de humectabilidad de la superficie del silicio por pulsos láser UV irradiación en Ambiente Líquido

The wettability of silicon (Si) is one of the important parameters in the technology of surface functionalization of this material and fabrication of ...

Integration of Light Trapping Silver Nanostructures in Hydrogenated Microcrystalline Silicon Solar Cells by Transfer Printing

One of the potential applications of metal nanostructures is light trapping in solar cells, where unique optical properties of nanosized metals, commonly known as plasmonic effects, play an important role. Research in this field has, however, been impeded owing to the difficulty of fabricating devices containing the desired functional metal nanostructures. In order to provide a viable strategy to this issue, we herein show a transfer printing-based approach that allows the quick and low-cost integration of designed metal nanostructures with a variety of device architectures, including solar cells. Nanopillar poly(dimethylsiloxane) (PDMS) stamps were fabricated from a commercially available nanohole plastic film as a master mold. On this nanopatterned PDMS stamps, Ag films were deposited, which were then transfer-printed onto block copolymer (binding layer)-coated hydrogenated microcrystalline Si (&#181;c-Si:H) surface to afford ordered Ag nanodisk structures. It was confirmed that the resulting Ag nanodisk-incorporated &#181;c-Si:H solar cells show higher performances compared to a cell without the transfer-printed Ag nanodisks, thanks to plasmonic light trapping effect derived from the Ag nanodisks. Because of the simplicity and versatility, further device application would also be feasible thorough this approach.

A viable transfer printing-based methodology to introduce plasmonic metal nanostructures in solar cells is described. Using nanopillar poly(dimethylsiloxane) stamps, an Ag-based ordered nanodisk array was integrated with standard hydrogenated microcrystalline Si solar cells, which led to improved device performances due to plasmonic light trapping.

Integración de luz de captura de plata de nanoestructuras en células solares de silicio hidrogenado microcristalina por transferencia Impresión

One of the potential applications of metal nanostructures is light trapping in solar cells, where unique optical properties of nanosized metals, commonly ...

Quantification of Hydrogen Concentrations in Surface and Interface Layers and Bulk Materials through Depth Profiling with Nuclear Reaction Analysis

Nuclear reaction analysis (NRA) via the resonant 1H(15N,&#945;&#947;)12C reaction is a highly effective method of depth profiling that quantitatively and non-destructively reveals the hydrogen density distribution at surfaces, at interfaces, and in the volume of solid materials with high depth resolution. The technique applies a 15N ion beam of 6.385 MeV provided by an electrostatic accelerator and specifically detects the 1H isotope in depths up to about 2 &#956;m from the target surface. Surface H coverages are measured with a sensitivity in the order of ~1013 cm-2 (~1% of a typical atomic monolayer density) and H volume concentrations with a detection limit of ~1018 cm-3 (~100 at. ppm). The near-surface depth resolution is 2-5 nm for surface-normal 15N ion incidence onto the target and can be enhanced to values below 1 nm for very flat targets by adopting a surface-grazing incidence geometry. The method is versatile and readily applied to any high vacuum compatible homogeneous material with a smooth surface (no pores). Electrically conductive targets usually tolerate the ion beam irradiation with negligible degradation. Hydrogen quantitation and correct depth analysis require knowledge of the elementary composition (besides hydrogen) and mass density of the target material. Especially in combination with ultra-high vacuum methods for in-situ target preparation and characterization, 1H(15N,&#945;&#947;)12C NRA is ideally suited for hydrogen analysis at atomically controlled surfaces and nanostructured interfaces. We exemplarily demonstrate here the application of 15N NRA at the MALT Tandem accelerator facility of the University of Tokyo to (1) quantitatively measure the surface coverage and the bulk concentration of hydrogen in the near-surface region of a H2 exposed Pd(110) single crystal, and (2) to determine the depth location and layer density of hydrogen near the interfaces of thin SiO2 films on Si(100).

We illustrate the application of 1H(15N,&#945;&#947;)12C resonant nuclear reaction analysis (NRA) to quantitatively evaluate the density of hydrogen atoms on the surface, in the volume, and at an interfacial layer of solid materials. The near-surface hydrogen depth profiling of a Pd(110) single crystal and of SiO2/Si(100) stacks is described.

La cuantificación de las concentraciones de hidrógeno en superficies e interfaces de capas y materiales a granel a través de perfiles de profundidad con el análisis de Reacción nuclear

Nuclear reaction analysis (NRA) via the resonant 1H(15N,&#945;&#947;)12C reaction is a highly effective method of depth profiling that quantitatively and ...

SSVEP-based Experimental Procedure for Brain-Robot Interaction with Humanoid Robots

Brain-Robot Interaction (BRI), which provides an innovative communication pathway between human and a robotic device via brain signals, is prospective in helping the disabled in their daily lives. The overall goal of our method is to establish an SSVEP-based experimental procedure by integrating multiple software programs, such as OpenViBE, Choregraph, and Central software as well as user developed programs written in C++ and MATLAB, to enable the study of brain-robot interaction with humanoid robots.
This is achieved by first placing EEG electrodes on a human subject to measure the brain responses through an EEG data acquisition system. A user interface is used to elicit SSVEP responses and to display video feedback in the closed-loop control experiments. The second step is to record the EEG signals of first-time subjects, to analyze their SSVEP features offline, and to train the classifier for each subject. Next, the Online Signal Processor and the Robot Controller are configured for the online control of a humanoid robot. As the final step, the subject completes three specific closed-loop control experiments within different environments to evaluate the brain-robot interaction performance.
The advantage of this approach is its reliability and flexibility because it is developed by integrating multiple software programs. The results show that using this approach, the subject is capable of interacting with the humanoid robot via brain signals. This allows the mind-controlled humanoid robot to perform typical tasks that are popular in robotic research and are helpful in assisting the disabled.

The overall goal of this method is to establish an SSVEP-based experimental procedure by integrating multiple software programs to enable the study of brain-robot interaction with humanoid robots, which is prospective in assisting the sick and elderly as well as performing unsanitary or dangerous jobs.

SSVEP basada Procedimiento Experimental para la interacción cerebro-Robot con Humanoid Robots

Brain-Robot Interaction (BRI), which provides an innovative communication pathway between human and a robotic device via brain signals, is prospective in ...

Experimental Methods for Spin- and Angle-Resolved Photoemission Spectroscopy Combined with Polarization-Variable Laser

The goal of this protocol is to present how to perform spin- and angle-resolved photoemission spectroscopy combined with polarization-variable 7-eV laser (laser-SARPES), and demonstrate a power of this technique for studying solid state physics. Laser-SARPES achieves two great capabilities. Firstly, by examining orbital selection rule of linearly polarized lasers, orbital selective excitation can be carried out in SAPRES experiment. Secondly, the technique can show full information of a variation of the spin quantum axis as a function of the light polarization. To demonstrate the power of the collaboration of these capabilities in laser-SARPES, we apply this technique for the investigations of spin-orbit coupled surface states of Bi2Se3. This technique affords to decompose spin and orbital components from the spin-orbit coupled wavefunctions. Moreover, as a representative advantage of using the direct spin detection collaborated with the polarization-variable laser, the technique unambiguously visualizes the light polarization dependence of the spin quantum axis in three-dimension. Laser-SARPES dramatically increases a capability of photoemission technique.

Here, we combine polarization-variable 7-eV laser with spin- and angle-resolved photoemission technique to visualize the spin-orbital coupling effect in solid states.

Métodos experimentales para el giro y ángulo resuelto fotoemisión espectroscopia combinan con láser de polarización Variable

The goal of this protocol is to present how to perform spin- and angle-resolved photoemission spectroscopy combined with polarization-variable 7-eV laser ...

Methods of Ex Situ and In Situ Investigations of Structural Transformations: The Case of Crystallization of Metallic Glasses

We demonstrate the use of two nuclear-based analytical methods that can follow the modifications of microstructural arrangement of iron-based metallic glasses (MGs). Despite their amorphous nature, the identification of hyperfine interactions unveils faint structural modifications. For this purpose, we have employed two techniques that utilize nuclear resonance among nuclear levels of a stable 57Fe isotope, namely M&#246;ssbauer spectrometry and nuclear forward scattering (NFS) of synchrotron radiation. The effects of heat treatment upon (Fe2.85Co1)77Mo8Cu1B14 MG are discussed using the results of ex situ and in situ experiments, respectively. As both methods are sensitive to hyperfine interactions, information on structural arrangement as well as on magnetic microstructure is readily available. M&#246;ssbauer spectrometry performed ex situ describes how the structural arrangement and magnetic microstructure appears at room temperature after the annealing under certain conditions (temperature, time), and thus this technique inspects steady states. On the other hand, NFS data are recorded in situ during dynamically changing temperature and NFS examines transient states. The use of both techniques provides complementary information. In general, they can be applied to any suitable system in which it is important to know its steady state but also transient states.

Methods of Ex Situ and In Situ Investigations of Structural Transformations: The Case of Crystallization of Metallic Glasses

Here, we present a protocol to describe ex situ and in situ investigations of structural transformations in metallic glasses. We employed nuclear-based analytical methods which inspect hyperfine interactions. We demonstrate the applicability of M&#246;ssbauer spectrometry and nuclear forward scattering of synchrotron radiation during temperature-driven experiments.

Métodos Ex Situ e In Situ las investigaciones de las transformaciones estructurales: el caso de la cristalización de vidrios metálicos

We demonstrate the use of two nuclear-based analytical methods that can follow the modifications of microstructural arrangement of iron-based metallic ...

Fabrication of Magnetic Nanostructures on Silicon Nitride Membranes for Magnetic Vortex Studies Using Transmission Microscopy Techniques

Electron and x-ray magnetic microscopies allow for high-resolution magnetic imaging down to tens of nanometers. However, the samples need to be prepared on transparent membranes which are very fragile and difficult to manipulate. We present processes for the fabrication of samples with magnetic micro- and nanostructures with spin configurations forming magnetic vortices suitable for Lorentz transmission electron microscopy and magnetic transmission x-ray microscopy studies. The samples are prepared on silicon nitride membranes and the fabrication consists of a spin coating, UV and electron-beam lithography, the chemical development of the resist, and the evaporation of the magnetic material followed by a lift-off process forming the final magnetic structures. The samples for the Lorentz transmission electron microscopy consist of magnetic nanodiscs prepared in a single lithography step. The samples for the magnetic x-ray transmission microscopy are used for time-resolved magnetization dynamic experiments, and magnetic nanodiscs are placed on a waveguide which is used for the generation of repeatable magnetic field pulses by passing an electric current through the waveguide. The waveguide is created in an extra lithography step.

A protocol for the fabrication of magnetic micro- and nanostructures with spin configurations forming magnetic vortices suitable for transmission electron microscopy (TEM) and magnetic transmission x-ray microscopy (MTXM) studies is presented.

Fabricación de nanoestructuras magnéticas en membranas de nitruro de silicio para estudios de vórtice magnético usando técnicas de microscopía de transmisión

Electron and x-ray magnetic microscopies allow for high-resolution magnetic imaging down to tens of nanometers. However, the samples need to be prepared ...

A Silicon-tipped Fiber-optic Sensing Platform with High Resolution and Fast Response

In this article, we introduce an innovative and practically promising fiber-optic sensing platform (FOSP) that we proposed and demonstrated recently. This FOSP relies on a silicon Fabry-Perot interferometer (FPI) attached to the fiber end, referred to as Si-FOSP in this work. The Si-FOSP generates an interferogram determined by the optical path length (OPL) of the silicon cavity. Measurand alters the OPL and thus shifts the interferogram. Due to the unique optical and thermal properties of the silicon material, this Si-FOSP exhibits an advantageous performance in terms of sensitivity and speed. Furthermore, the mature silicon fabrication industry endows the Si-FOSP with excellent reproducibility and low cost toward practical applications. Depending on the specific applications, either a low-finesse or high-finesse version will be utilized, and two different data demodulation methods will be adopted accordingly. Detailed protocols for fabricating both versions of the Si-FOSP will be provided. Three representative applications and their according results will be shown. The first one is a prototype underwater thermometer for profiling the ocean thermoclines, the second one is a flow meter to measure flow speed in the ocean, and the last one is a bolometer used for monitoring exhaust radiation from magnetically confined high-temperature plasma.

This work reports an innovative silicon-tipped fiber-optic sensing platform (Si-FOSP) for high-resolution and fast-response measurement of a variety of physical parameters, such as temperature, flow, and radiation. Applications of this Si-FOSP span from oceanographic research, mechanical industry, to fusion energy research.

Una plataforma con punta de Silicon sensor de fibra óptica con alta resolución y rápida respuesta

In this article, we introduce an innovative and practically promising fiber-optic sensing platform (FOSP) that we proposed and demonstrated recently. This ...