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Silicon nanocrystal films for electronic applications [Elektronische Ressource] / Robert W. Lechner

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TECHNISCHE UNIVERSITÄT MÜNCHEN Walter Schottky Institut Zentralinstitut für physikalische Grundlagen der Halbleiterelektronik Silicon Nanocrystal Films for Electronic Applications Robert W. Lechner Vollständiger Abdruck der von der Fakultät für Physik der Technischen Universität München zur Erlangung des akademischen Grades eines Doktors der Naturwissenschaften (Dr. rer. nat.) genehmigten Dissertation. Vorsitzender: Univ.-Prof. Dr. P. Vogl Prüfer der Dissertation: 1. Univ. Prof. Dr. M. Stutzmann 2. Univ.-Prof. Dr. F. Simmel Die Dissertation wurde am 30.10.2008 bei der Technischen Universität München eingereicht und durch die Fakultät für Physik am 06.02.2009 angenommen. ContentsZusammenfassung 71 Introduction:PrintableSemiconductors 111.1 Organicsemiconductors . . . ...........................161.2 Semiconductornanoparticles............................171.2.1 Sizeandsurface....................171.2.2 Materials..........181.2.3 Growingsiliconnanocrystals........................191.3 ChapterOverview . . . . . . . ...........................212 ExperimentalMethods 232.1 MaterialProcessing . . . . . . .232.1.1 Gasphaseproductionofsiliconnanoparticles . . . . . . . . . . . . . . . 232.1.2 Substrates..................................272.1.3 Dispersingsiliconnanoparticles......................282.1.4 Digitaldoping . . . . . . .292.1.5 Spin-coating........302.1.6 Oxideetching...........312.1.

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Published 01 January 2009
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TECHNISCHE UNIVERSITÄT MÜNCHEN

Walter Schottky Institut
Zentralinstitut für physikalische Grundlagen der Halbleiterelektronik



Silicon Nanocrystal Films for Electronic Applications

Robert W. Lechner


Vollständiger Abdruck der von der Fakultät für Physik
der Technischen Universität München
zur Erlangung des akademischen Grades eines

Doktors der Naturwissenschaften
(Dr. rer. nat.)

genehmigten Dissertation.


Vorsitzender: Univ.-Prof. Dr. P. Vogl
Prüfer der Dissertation: 1. Univ. Prof. Dr. M. Stutzmann
2. Univ.-Prof. Dr. F. Simmel


Die Dissertation wurde am 30.10.2008 bei der Technischen Universität München eingereicht
und durch die Fakultät für Physik am 06.02.2009 angenommen. Contents
Zusammenfassung 7
1 Introduction:PrintableSemiconductors 11
1.1 Organicsemiconductors . . . ...........................16
1.2 Semiconductornanoparticles............................17
1.2.1 Sizeandsurface....................17
1.2.2 Materials..........18
1.2.3 Growingsiliconnanocrystals........................19
1.3 ChapterOverview . . . . . . . ...........................21
2 ExperimentalMethods 23
2.1 MaterialProcessing . . . . . . .23
2.1.1 Gasphaseproductionofsiliconnanoparticles . . . . . . . . . . . . . . . 23
2.1.2 Substrates..................................27
2.1.3 Dispersingsiliconnanoparticles......................28
2.1.4 Digitaldoping . . . . . . .29
2.1.5 Spin-coating........30
2.1.6 Oxideetching...........31
2.1.7 Lasercrystallization . . ................32
2.1.8 Metalevaporation . . . . ...............33
2.1.9 Amorphoussilicondeposition.......................34
2.1.10 Thermalannealing . . . . ...........34
2.1.11 AluminumEtching . . . . .35
2.1.12 HydrogenPassivation. . ................35
2.2 AnalyticalMethods.......................36
2.2.1 ChemicalAnalysis.............................36
2.2.2 Structuralanalysis . . .37
2.2.3 OpticalSpectroscopy . . .40
2.2.4 ElectricalCharacterizationTools......................43
3 PhysicsofSiliconNanocrystals 47
3.1 Electronconfinement................................47
3.2 Metastabilityofnanocrystals ...............48
3.2.1 Sinteringofnanoparticles...........49
3.2.2 Sizedependentmeltingofnanocrystals.50
3.3 VibrationalProperties . . ..............................52
3.3.1 Ramanspectroscopy . . . ...............53
3.3.2 Phononconfinementmodel . . . . . . ..................55
3.4 OpticalProperties . . . . . . . ...........57
3.4.1 Bandstructureanddielectricconstant......57
3.4.2 Freecarrierabsorption . ................59
3Contents
3.4.3 Effectivemediumapproaches.......................60
3.5 DopingofSiliconNanocrystals...........................60
3.5.1 Bulksilicondopantspeciesandsolubilities................61
3.5.2 Formationenergyandself-purification...................62
3.5.3 Bindingenergyoractivationenergy......63
3.6 ElectricalTransportinNanocrystalLayers.......64
3.6.1 Percolationtransport ............................64
3.6.2 Discretenessofdopantsanddefects....................65
3.6.3 Coulombblockade . . . ..............6
3.6.4 Spacechargelimitedcurrent,tunnelingandhoppingtransport . . . . . . 67
3.6.5 GrainBoundariesandDefects.......................68
3.6.6 Potentialfluctuations............................71
4 PropertiesofSiliconNanoparticleLayers 73
4.1 StructuralProperties . . . .............................73
4.1.1 Morphology . . . . . . . . ........................73
4.1.2 Crystalinity....................78
4.1.3 RamanAnalysis78
4.1.4 EPRanalysis..................84
4.2 ChemicalAnalysis....................8
4.2.1 Contaminationlevels . . .8
4.2.2 Surfaceoxidation . . . . ..............89
4.2.3 Dopantconcentration . . .91
4.3 OpticalPropertiesofSiliconParticleFilms....................95
4.3.1 Reflectivityspectra.............................95
4.3.2 Indexofrefraction . . . .............96
4.3.3 Effectivemediuminterpretation........98
4.3.4 Opticalabsorption . . . ..............9
4.4 ElectricalPropertiesofSiliconParticleFilms . . . . ...............104
4.4.1 Electricalconductivity . ..........................105
4.4.2 Carriercompensation . . .108
4.4.3 Temperaturedependentconductivity....................109
4.4.4 Photoconductivity . . . . . ........................11
4.4.5 Thermalannealing . . . . . .113
5 Aluminum-InducedRecrystallizationofNanocrystallineSiliconLayers 117
5.1 Aluminum-InducedLayerExchangewithAmorphousSilicon..........117
5.1.1 LayerStructure......................117
5.1.2 Layerexchange . . . . . . . .118
5.1.3 DrivingForce . . . . . . . . ..........119
5.1.4 Al-SiPhaseDiagram.....120
5.1.5 ThermalActivation . . . .................122
5.1.6 InterfaceReactions . . . ..........122
5.1.7 DiffusionProcesses . . . .124
5.1.8 Oxidebarrier-freestructures........................124
5.1.9 StructureoftheSiliconPrecursor.........124
5.2 ALILEwithSiliconNanocrystals.125
5.2.1 StructuralProperties . . ..........................125
4Contents
5.2.2 ProcessDynamics.............................131
5.2.3 PhenomenologicalmodelforALILEwithsiliconparticlelayers . . . . . 138
5.2.4 OpticalProperties. . . . . .139
5.2.5 ElectricalProperties . . ................141
5.3 AcceptorPassivationofALILEcrystallizedSiliconnanocrystals . . . . . . . . . 143
5.3.1 Effusionexperiments . . ...........143
5.3.2 Electricalpropertiesofpassivatedlayers..................146
5.3.3 GrainboundarybarriersinALILErecrystallizedfilms..........146
6 LaserAnnealingofSiliconNanocrystalLayers 149
6.1 LaserCrystallizationofSilicon...........................149
6.1.1 Lasersystems . . . . . . . .........................149
6.1.2 Pulsedlasercrystallizationofamorphoussilicon.............150
6.1.3 Stepwiselasercrystallization...........151
6.1.4 Lasercrystalizationofsiliconnanocrystals................151
6.2 StructuralProperties . . . . . ...........................152
6.2.1 Morphology . . . . . . . . . .......................152
6.2.2 Ramananalysisoflaser-crystallizedfilms.158
6.2.3 Defectdensity.......160
6.2.4 DopantSegregation . . . . ...........161
6.3 OpticalProperties . . . . . . . .................162
6.3.1 Absorptioncoefficient...........................162
6.3.2 Fanoefect.......................163
6.4 ElectricalPropertiesofLaser-AnnealedSiliconParticleLayers . . . . . . . . . . 168
6.4.1 Electricalconductivityafterlaserannealing.168
6.4.2 Influenceofthedopingontheelectricalconductivity . . . . . . . . . . . 170
6.4.3 Conductivityofdigitallydopedlayers...................174
6.4.4 Impedancespectroscopy ..........................175
6.4.5 Carriercompensationinlaser-annealedsiliconnanocrystals . . . . . . . 177
6.4.6 Temperaturedependentconductivity.......179
6.4.7 Carriermobility.....................181
6.4.8 Anisotropyoftheelectricalconductivity..................183
6.5 ThermoelectricPropertiesofLaser-AnnealedPrintedSiliconLayers . . . . . . . 183
6.5.1 Seebeckcoefficient...............184
6.5.2 Q-function.................................187
6.5.3 Thermalconductivity . ...........................191
6.5.4 Figureofmerit.....................194
7 SummaryandOutlook 197
7.1 Summary........................197
7.2 Outlook.........................200
7.2.1 pn-Junctions........................200
7.2.2 FieldEffectinRecrystallizedNanoparticleLayers............202
7.2.3 ThermoelectricDevices ................203
Acknowledgements 207
Listofpublications 209
5Contents
Bibliography 211
6Zusammenfassung
Als der wesentliche Vorteil der konventionellen Mikroelektronik hat sich die Möglichkeit be-
währt,dieIntegrationsdichtederHalbleiterbauelementedurchwachsendentechnologischenAuf-
wand stetig weiter in die Höhe zu treiben, um so stetig steigende Rechenleistungen auf immer
kleinererFlächezuerzielen. ImGegensatzdazukonntesichaberüberdieletztenJahrzehnteauch
diesogenannteMakroelektronikbehaupten. ZudieserlassensichgroßflächigeelektronischeAn-
wendungenzählen,indenenauchdieHalbleiterbauelementeeinedementsprechendgroßeFläche
einnehmen,soetwadieBildschirmtechnologie,diePhotovoltaik,großflächigeLichtquellen,aber
auchz.B.großflächigeRöntgendetektoren. FernerhinAnwendungen,diezwarheutenochkeine
große wirtschaftliche Rolle spielen, denen aber enormes Potential zugetraut wird, wie passive
Funketiketten(RFIDs)oderthermoelektrischeEnergiewandlerzurNutzungvonAbwärme.
In diesen Bereichen besteht keine Notwendigkeit oder nicht einmal die Möglichkeit, die Halb-
leiterelemente weiterzu verkleinern. Stattdessen isthier oftdie Senkung derProduktkosten pro
Fläche das Ziel. Einsparmöglichkeiten bieten sich hier vor allem durch den Einsatz alterna-
tiver kostengünstigerer Materialsysteme und durch großflächige Abscheidemethoden. "Druck-
bare Elektronik" ist in diesem Zusammenhang zu einem Schlagwort geworden, das den Traum
ausdrückt,einegutbeherrschteundleichtskalierbareTechnologiewiedasDruckenaufAnwen-
dungen zu übertragen, die bisher der Halbleiterhochtechnologie vorbehalten blieben. Um aber
Halbleiterzuverdrucken,müssenentwederdieHalbleitermaterialienselberinFlüssigkeitenlös-
lich sein, wie es für organische Halbleiter der Fall ist, oder sie müssen in Form von Nanopar-
tikeln vorliegen, um Dispergierbarkeit in Lösungsmitteln zu erfüllen. Hier wurde der zweite
AnsatzverfolgtundüberdiesmitSiliziumeinMaterial gewählt, dasungiftigist, unterRaumbe-
dingungen stabil ist und als Rohstoff schier unerschöpflich zur Verfügung steht. Ob sich aber
Nanopartikel aus Silizium tatsächlich für solche Anwendungen eignen, ob daraus hergestellte
SchichtenhalbleitendeEigenschaftenaufweisen,obsiesichdotierenlassenundobzumBeispiel
über die Dotierung die Leitfähigkeit eingestellt werden kann, sollte in der vorliegenden Arbeit
untersuchtwerden.
Ausgangsmaterial hierfür waren zum einen sphärische Siliziumnanokristalle mit einer scharfen
GrößenverteilungundmittlerenDurchmessernimBereichvon4 −50nm ,die inMikrowellen-
reaktoren direkt aus den Eduktgasen hergestellt wurden. Außerdem standen Heißwandreaktor-
SiliziumpartikelzurVerfügung,diemit50 −500nmdeutlichgrößersind,einebreiteVerteilung
der mittleren Größe und eine polykristalline Feinstruktur mit stark verzweigter äußerer Mor-
phologie aufweisen. Beide Arten von Partikeln lassen sich jeweils mithilfe eines Kugelmühl-
verfahrens in niedrigviskose ethanolische Dispersion bringen, und durch Aufschleudern, bzw.
Spin-coating, auf gängige Substrate erhält man so relativ glatte Schichten. Aus der Analyse
des Brechungsindex lässt sich ermitteln, dass hierin die Partikel recht locker angeordnet sind,
denn Porositäten von ungefähr 60% sind die Regel. Berücksichtigt man diesen Wert, entspricht
der optische Absorptionskoeffizient von Schichten aus Mikrowellenreaktor-Nanokristallen im
wesentlichen der von mikrokristallinen Siliziumschichten, wie man sie üblicherweise mittels
chemischer Gasphasenabscheidung herstellt. Als Folge der deutlich unterschiedlichen Mikro-
7Zusammenfassung
strukturimFallevonSchichtenausHeißwandmateriallässtsichhiereinedeutlicherhöhteopti-
scheAbsorptionfeststellen. DadieSiliziumpartikelnachihreraufwendigenProzessierungstets
von Hüllen aus natürlichem Oxid umgeben sind, wurden diese durch nasschemisches Ätzen
entfernt. Erstaunlicherweise ist dieser Ätzschritt selbst auf bereits auf Substrate aufgebrachte
Siliziumpartikelschichten anwendbar, und befreit die Oberflächen des porösen Partikelnetz-
werkeshocheffizientvomOxid,wieausInfrarotspektrendeutlichhervorgeht.
Eskonntegezeigtwerden,dassdiebereitsimMikrowellenreaktorwährendderWachstumsphase
zugemischten Bor- und Phosphor-haltigen Dotiergase auch tatsächlich zu einer entsprechenden
Dotierung der Nanokristalle führen. Allerdings segregiert dabei der Großteil des Phosphors,
nämlich bis zu 95% , an der Oberfläche der entstandenen Nanokristalle, wie sich durch massen-
spektroskopische Elementanalyse in Kombination mit Ätzexperimenten nachweisen lässt. Die
Boratome sind, im Gegensatz dazu, gleichmäßig über das Volumen der Nanokristalle verteilt,
dafür ist aber nur ein Bruchteil von ihnen elektrisch aktiv infolge einer bevorzugten Besetzung
interstitiellerGitterplätze.
Durch Entfernen der Oxidhüllen um die Silizium-Nanokristalle lässt sich die elektrische Leit-
fähigkeit der Siliziumschichten zwar um zwei Größenordnungen verbessern, dennoch werden
−10 −1 −1so noch keine Werte nennenswert über 10 cm für undotierte Schichten erreicht. Auch
bei Verwendung von schwach oder mittelmäßig hoch dotierten Nanokristallen bleibt die Leit-
19 −3fähigkeitbeivergleichbargeringenWerten. ErstfürKonzentrationenimBereichvon10 cm
Dotieratomen zeigt sich ein sprunghafter Anstieg der Leitfähigkeit um bis zu drei Größenord-
nungen. Da sich dieser Wert der kritischen Dotierkonzentration gut mit der Konzentration an
nicht abgesättigten Siliziumbindungen, bzw. dangling bonds, in den Schichten deckt, kann De-
fektkompensationderfreienLadungsträgerfürdieseBeobachtungverantwortlichgemachtwer-
den. Diese Interpretation wird darüberhinaus bestärkt durch den abrupten Rückgang der Ak-
tivierungsenergie der Leitfähigkeit im Bereich der kritischen Dotierkonzentration. Der relativ
hohe Wert für die Defektkonzentration in den Schichten resultiert hierbei vornehmlich aus dem
obenerwähntenDispersionsverfahren.
Die geringen Leitfähigkeiten und die niedrigen Beweglichkeitswerte der Ladungsträger in den
aufgeschleuderten Schichten aus Silizium-Nanokristallen legen es nahe, geeignete thermische
Nachbehandlungsverfahreneinzusetzen. Sowurdegefunden,dasssichderAluminium-induzierte
Schichtaustausch (ALILE), eine Methode, die üblicherweise zur Rekristallisierung von amor-
phen Siliziumschichten Verwendung findet, auch auf die porösen Schichten aus Nanokristallen
übertragenlässt. Dazuwirdaufeinenca. 200nmdickenFilmeineSchichtvonSiliziumpartikeln
◦aufgebracht. BeiTemperaturenum500 −550 CunterSchutzatmosphärebildensichkristalline
Keime aus Silizium in der Aluminiumschicht, wachsen dort heran und bilden schließlich eine
polykristallineSiliziumschichtaufdemSubstrat. ImVergleichmitdemkonventionellenALILE-
Prozess mit amorphem Silizium zeigen sich deutliche Unterschiede durch die Verwendung der
partikulärenAusgangsschichten,wohingegendieWahlzwischenHeißwand-oderMikrowellen-
reaktormaterial das Ergebnis kaum beeinflusst. Die polykristallinen Siliziumfilme nach dem
Prozess weisen eine große Zahl von Löchern und Einschlüssen auf, dafür ist die Oberfläche
nach Entfernen der Aluminium- und Siliziumreste weitgehend frei von großen aufgelagerten
kristallinenSiliziumkörnern, den sogenannten "hillocks" und"Insel"-Strukturen. In der erhalte-
nen Siliziumschicht sind große Kristallite von ungefähr 50 μm Durchmesser und einer Höhe,
die der ursprünglichen Aluminiumschicht entspricht, durch dünnere kristalline Silizumregionen
verbunden, sodass sich eine zusammenhängende Halbleiterschicht auf dem Substrat ergibt. Als
größterNachteilbeiderVerwendungvonSiliziumpartikelnerweistsichdiestarkeVerlängerung
8
PZusammenfassung
der Prozessdauer um zwei Größenordnungen. Ferner bedingt es die erhöhte Aktivierungsen-
ergie, dass der Spielraumder Prozesstemperaturen maximal ausgeschöpft werden muss, umex-
tremlangeProzessdauernzuvermeiden. EinphänomenologischesModellwurdeentworfen,das
in der Lage ist, die spezifischen experimentellen Besonderheiten bei ALILE mit Nanopartikeln
qualitativzuerfassen.
Andererseits zeigen die ALILE-rekristallisierten Partikelfilmesehrähnlicheoptischeundelek-
trischeEigenschaftenwiesolcheausamorphenAusgangsschichten. AlsFolgedesdirektenKon-
takts während des Schichtaustauschs sind die Siliziumschichten hoch Aluminium-dotiert, und
18 −3Löcherkonzentrationenvon2 ×10 cm lassensichnachweisen. DieHallbeweglichkeitender
2 −1 −1LadungsträgersindimBereichvon20 −40cm V s ,was angesichtsdespartikulären Aus-
gangsmaterialsrespektableWertedarstellt. AllerdingsführtdiebessereSchichtmorphologiebei
konventionellenALILE-SchichtennochzudeutlichhöherenBeweglichkeitswerten.
Mit der Deuterium-Passivierung stand eine Methode zur Verfügung, die Ladungsträgerkonzen-
tration in den polykristallinen Schichten zu verändern. Aus dem beobachteten Zusammen-
hangzwischenLadungsträgerkonzentrationund-beweglichkeitkonntegeschlossenwerden,dass
der Transport in den Schichten durch den Einfang freier Ladungsträger an Grenzflächende-
fekten dominiert wird. Das Minimum der Beweglichkeit bei einer Löcherkonzentration von
17 −35 ×10 cm stimmtimRahmeneinesTransportmodellsfürKorngrenzenbarrierenquantitativ
12 −2miteinerDefektflächendichtevon3 ×10 cm andenOberflächenundKorngrenzenüberein.
Die Ladungsträgerverarmung in den dünnen kristallinen Bereichen zwischen den großen Sili-
ziumkristallitendominierthierbeidaselektrischeVerhaltendergesamtenSchicht.
ZusätzlichzuALILEwurdenochLaserkristallisierenalsalternativesNachbearbeitungsverfahren
der Nanokristallschichten untersucht. Dazu wurde ein frequenzverdoppelter Nd:YAG Laser im
Pulsbetrieb bei einer Wellenlänge von 532nm verwendet, wobei Pulsserien mit ansteigender
Laserenergiedichte zum Einsatz kamen, um die Siliziumschichten zu schonen. Wie sich an
den erzielten strukturellen und elektrischen Eigenschaften zeigte, ist es unerlässlich, das die
Partikel umhüllende natürliche Oxid vor der Laserbehandlung nasschemisch zu entfernen. Mit
beiden Prozessschritten, Ätzen und Laserkristallisieren, haben sich flexible Kaptonfoliensub-
strate als völlig kompatibel erwiesen. Die gepulste Laserbehandlung führt zur Bildung eines
NetzwerksausmiteinanderversintertenundverschmolzenenNanokristallen,wenndieLaseren-
−2ergiedichte einen Schwellenwert überschreitet. Dieser liegt bei 50mJcm , was sich mit Ab-
schätzungenanhandvonLiteraturdatenausSchmelzexperimentenmitNanokristallendeckt. Für
NanokristallschichtenmiteinerDickevon700nmwurdendiebestenLeitfähigkeitseigenschaften
−2mit Laserenergiedichten von 100 −120mJcm erreicht, was zur Bildung von polykristallinen
Siliziumfilmenmit200 −400nmgroßensphärischenOberflächenstrukturenführt. Diesebilden
ein perkolierendes poröses Netzwerk, das stabil mit dem Polymersubstrat verbunden ist, wenn
dieLaserenergiedichteunddieSchichtdickegünstiggewähltwurden.
Die effektive laterale elektrische Leitfähigkeit der laserbehandelten Filme zeigt hier in etwa
dieselbe Schwellenenergiedichte wie sie anhand der strukturellen Veränderungen in den Nano-
kristallschichten ermittelt wurde. Für undotierte Nanokristallschichten erhöht sich nach der
Laserbehandlung die Leitfähigkeit um drei Größenordnungen, während sogar eine Zunahme
um bis zu neun Größenordnungen im Falle hoch dotierter Nanokristalle auftritt. Neben der
erhöhten Leitfähigkeit macht auch die Zunahme der internen Kapazitäten in Impedanzmessun-
gen das starke Anwachsen der Strukturgröße mit einhergehender Verringerung der Anzahl an
18 −3inneren Grenzflächen deutlich. Für Dotierkonzentrationen bis zu 10 cm ändert sich die
−8 −7 −1 −1Leitfähigkeit nicht mit der Dotierung und beträgt 10 − 10 cm sowohl für Bor- wie
9
PZusammenfassung
auch für Phosphordotierung. Hingegen nimmt die elektrische Leitfähigkeit bei einer kritischen
18 19 −3Dotierungvon5 ×10 −10 cm sprunghaftumsechsGrößenordnungenzuundsteigtdann
kontinuierlich weiter mit der Dotierung an. In hoch Bor- und Phosphor-dotierten Schichten
lässtsichinoptischen,elektrischenundmassenspektroskopischenMessungeneinebeinahevoll-
ständige elektrische Aktivität der Dotieratome feststellen. Hochinteressant für die Anwendung
alsdruckbaresHalbleitermaterialistaußerdemdieTatsache,dasssichdieeffektiveDotierungin
den laserkristallisierten Schichten durch Mischen zweier Dispersionen unterschiedlich dotierter
NanokristalleübereinensehrweitenBereichgezielteinstellenlässt.
AuchindenlaserbehandeltenSchichtenlässtsichdieKompensationfreierLadungsträgerdurch
tiefe Defektzustände als Ursache der abrupten Leitfähigkeitszunahme bei der kritischen Dotier-
konzentration identifizieren. Quantitative Elektronspinresonanzmessungen zeigen einen Rück-
gang des Defektsignals sobald die Dotierkonzentration den kritischen Wert übersteigt, wie man
es erwarten würde, wenn ein Teil der Defekte infolge der Dotierung in einen geladenen Zu-
stand übergeht. An der kritischen Dotierkonzentration nimmt auch die Aktivierungsenergie der
Leitfähigkeit sprunghaft ab, was man im Rahmen des Korngrenzenmodells als eine Folge des
VerschwindensvonKorngrenzenbarrierenundalsRückgangdergroßräumigenLadungsträgerver-
armung interpretieren kann. Um auch den Einfluss eventueller Potentialfluktuationen auf den
elektrischen Transport in laserkristallisierten Siliziumnanokristallschichten abzuschätzen, wur-
den temperaturabhängige Thermokraftmessungen durchgeführt, aus deren Auswertungen
schwache Aktivierungsenergien für die Q-Funktion hervorgehen. Letztere Größe ist geeignet,
PotentialfluktuationenineinemMaterial zuquantifizieren, wiesiezumBeispiel durchgeladene
DotieratomeoderdurchintiefenStörstellenlokalgebundeneLadungsträgerverursachtwerden.
ImBereichderkritischenDotierkonzentrationtretentatsächlichFluktuationeneinerHöhebiszu
280meV auf, was zeigt, dass dieser Interpretationsansatz vor allem im kritischen Dotierbereich
mitberücksichtigtwerdensollte.
Die Ladungsträgerbeweglichkeiten in laserkristallisierten Siliziumnanokristallschichten lassen
2 −1 −1 2 −1 −1sichvorsichtigabschätzenzu0 .1 −0 .5cm V s fürElektronenund0 .02 −0 .1cm V s
für Löcher Im Zusammenhang mit den hohen Ladungsträgerkonzentrationen, die für vernünf-
tige Leitfähigkeit nötig sind, scheinen diese Werte auf den ersten Blick das Anwendungsspek-
trumdiesesMaterialsstarkeinzuschränken. AufderanderenSeitekonntenaberauchrechthohe
Werte für den Seebeck-Koeffizienten bestimmt werden. In ähnlichem Maße wie die elektrische
LeitfähigkeitimVergleichmiteinkristallinemSiliziumreduziertist,istauchdiethermischeLeit-
fähigkeitderlaserbehandeltenNanokristalleumGrößenordnungenkleineralsimVolumenmate-
rial. InderthermoelektrischenGüteziffer,diedieEffizienzvonMaterialienfürthermoelektrische
Elemente quantifiziert, heben sich diese beiden Effekte jedoch gegenseitig auf. Hochdotierte
Schichten aus laserkristallisierten Siliziumnanokristallen könnten sich demzufolge als poten-
tiellesMaterialfürthermoelektrischeAnwendungenanbieten,daeineersteAbschätzungbereits
eine Effizienz erwarten lässt, die mit der von kristallinem Silizium vergleichbar ist. Die in-
härentenVorteilederNanopartikel,wiez.B.ihreeinfacheLegierbarkeitdurchMischen,können
dabeinochzuzusätzlichenSteigerungenführen.
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