Это условие выражается следующей реакцией, протекающей в плазме: SiH„(ra3) -о — Si^.) + иН(плазма).

В плазме происходит разложение моносилана с образованием радика­лов и ионов SiHw. В прямом направлении реакция приводит к образованию

Si-пленки и водорода, который выделяется в плазму, в обратном направле­нии происходит травление пленки в результате взаимодействия плазмы с пленкой Si. Баланс между процессами осаждения и травления растущей по­верхности пленки является основным фактором, определяющим особенно­сти структуры получаемого при этом материала.

В нормальных условиях осаждения a-Si:H прямая реакция является по­давляющей, и система находится очень далеко от условий равновесия. Оче­видно, что сильное разбавление водородом сдвигает реакцию в обратном направлении, и скорость роста понижается даже при условии увеличения мощности. Система приближается к равновесию, и образуются стабильные зародыши, которые стимулируют дальнейший рост пленки ^c-Si:H. Умень­шение скорости роста приводит к значительному увеличению среднего раз­мера зерна и доли кристаллической фазы.

Водородное травление играет очень важную роль в процессе образо­вания структуры ^c-Si:H. Удаление энергетически невыгодных конфигура­ций, деформированных связей в результате травления способствует низко­температурной кристаллизации.

Такой механизм роста называется химическим отжигом, при котором одновалентный элемент (H или F, если в плазму добавляется фторсодер­жащее соединение) не только пассивирует оборванные связи в Si-матрице, но и играет важную роль в химических реакциях во время ее формирова­ния. Присутствие фтора усиливает травление и способствует установлению равновесия.

Атомарный водород внедряется в деформированные Si-связи на по­верхности, образуя гидриды, которые мигрируют по поверхности и могут распадаться при столкновении с образованием H2 и Si-Si-связей.

Увеличение частоты тлеющего разряда сопровождается непрерывным ростом скорости осаждения пленки, которая может возрасти таким образом в 5-10 раз.

В последние годы приобрел распространение ряд методов осаждения. Перспективным с точки зрения возможности значительного повышения скорости роста (на порядок выше по сравнению со стандартным плазмо­химическим осаждением на высоких частотах) является метод термоката­литического химического осаждения из газовой фазы или химическое оса­ждение из газовой фазы с нагретой нитью.

Также используется метод электронно-циклотронного резонанса. Од­нако скорость осаждения цс-SkH остается низкой для широкого практиче­ского использования этого материала и составляет максимум ~ 1-2 А/с.

Получаемые пленки цс-SkH представляют собой аморфно-кристал­лический материал. Водород сосредоточен в аморфной матрице в областях на границах зерен, что приводит к эффективной пассивации границ зерен. В основном соединения Si с H — это моно — и дигидридные связи на по­верхностях кристаллитов кремния.

Пленки состоят из кристаллитов размерами до 80 А (в поликристалличе­ском кремнии — 500 А и более). Размерами кристаллитов можно в некоторой степени управлять, изменяя условия осаждения. Доля микрокристалличе­ской фазы может варьироваться от нескольких процентов до почти 100 %. В зависимости от доли микрокристаллической фазы электрические и оптиче­ские свойства цс-SkH определяются либо аморфной, либо кристаллической фазой. В цс-SkH приборного качества доля микрокристаллической фазы превышает 90 %. В таком материале аморфная фаза находится в основном в межзеренном пространстве. Пленки имеют колончатую структуру с пре­имущественной ориентацией зерен (220).

Оптическая ширина запрещенной зоны собственного цс-SkH с долей микрокристаллической фазы более 90 % составляет 1,1 эВ. С увеличением доли аморфной фазы ширина запрещенной зоны возрастает.

В обычных условиях получения нелегированный цс-SkH имеет и-тип проводимости и высокое значение темновой проводимости 10-5 Ом-1-см-1. Уровень Ферми расположен на 0,4 эВ ниже дна зоны проводимости. Получе­ние высокой проводимости и-типа объясняется присутствием примеси ки­слорода в нелегированных пленках, который является донором. Кислород по­падает в цс-SkH из паров воды и кислорода, адсорбированных на стенках ре­акционной камеры и оснастке, или поступает вместе с подаваемыми газами. Такой материал неприменим в качестве активного /-слоя. Для получения соб­ственного слоя цс-SkH приборного качества необходимо провести специаль­ную очистку газа, использовать сверхвысокий вакуум в рабочей камере либо

провести операции микролегирования. В этом случае можно получить мате­риал с уровнем Ферми, расположенным вблизи середины запрещенной зоны.

Высоколегированный слой pc-Si:H п-типа проводимости получают в результате введения фосфина в плазму. Для получения материала p-типа в плазму добавляют диборан. В этом случае проводимость pc-Si:H вначале уменьшается, что связано с компенсацией доноров и уменьшением числа но­сителей. Уровень Ферми проходит через середину запрещенной зоны pc-Si:H (такой материал называется компенсированным). Далее наблюдается увеличе­ние проводимости (до ~1-2 Ом-1-см-1). Для получения компенсированного слоя pc-Si:H приборного качества требуется провести микролегирование (т. е. добавление малых количеств диборана в плазму тлеющего разряда). Режим оптимального микролегирования и получения компенсированного материала очень узок и трудно поддается контролю.

В основном слои pc-Si:H применяются в сочетании со слоями аморф­ных материалов. Высоколегированные слои используются как слои п — и p-типа в солнечных элементах. Такие слои более эффективно легируются, чем слои на основе аморфных материалов и, следовательно, обладают более высокой про­водимостью. Это обеспечивает большие значения напряжения холостого хо­да и фактора заполнения благодаря лучшему распределению поля в актив­ном i-слое солнечной батареи на основе аморфного материала. Кроме того, высоколегированные слои на основе pc-Si:H являются гораздо более про­зрачными, что обусловлено наличием непрямозонной щели. Это обеспечи­вает большие значения тока короткого замыкания при использовании рс — Si:H в качестве прозрачного окна p-типа.

Солнечные батареи, полностью изготовленные на основе pc-Si:H, пред­ставляют интерес прежде всего из-за повышенной стабильности характери­стик по сравнению с a-Si:H. Солнечные элементы на основе pc-Si:H имеют более высокий спектральный отклик в длинноволновой области спектра (> 850 нм) по сравнению с СЭ на основе a-Si:H и a-SiGe:H. Поэтому данный материал перспективен для использования в качестве i-слоя нижнего эле­мента в каскадном солнечном фотоэлементе вместо a-SiGe:H. Кроме того, СЭ на основе pc-Si:H имеют более высокий коэффициент формы, их произ­водство дешевле, чем СЭ на основе a-SiGe:H. К недостаткам таких слоев относится то, что из-за более низкого коэффициента поглощения, чем у a-SiGe:H, требуются более толстые слои (порядка нескольких микрон) при

более низкой скорости осаждения. Кроме того, при одинаковых токах корот­кого замыкания СЭ на основе pr-Si:H имеют более низкие напряжения холо­стого хода (~0,53 В) по сравнению с СЭ на основе a-Si:H. В настоящее время изготовлены тандемные солнечные элементы, в которых роль широкозонного /-слоя играет a-Si:H, а узкозонного — |ux>Si:H (a-Si:H/|ux>Si:H). Такие сол­нечные элементы называются микроморфными (micromorph).