董少光，莊君活，潘浩賢，曾亞光

（佛山科學(xué)技術(shù)學(xué)院物理與光電工程學(xué)院，廣東佛山528000）

基于金屬誘導(dǎo)結(jié)晶生長多晶Ge薄膜的成核機理與動力學(xué)特征

董少光，莊君活，潘浩賢，曾亞光

（佛山科學(xué)技術(shù)學(xué)院物理與光電工程學(xué)院，廣東佛山528000）

研究低溫下利用金屬Al對非晶Ge薄膜進行層交換結(jié)晶生長多晶Ge薄膜的動力學(xué)過程。實驗觀察到Ge原子從非晶Ge層穿過中間很薄的GeOx界面層后，大量地遷移到金屬Al層的表面，并對多晶Ge薄膜中Ge成核區(qū)域的面密度進行了測量，對GeOx界面層進行偏置電壓處理以控制Ge成核區(qū)域的面密度。根據(jù)實驗觀察的各種結(jié)果并運用JMAK的相遷移理論解釋了Ge成核區(qū)域的二維生長過程以及成核機理。應(yīng)用Ge成核區(qū)域的動力學(xué)方程得到Ge島的成核率隨時間呈指數(shù)衰減的變化趨勢。隨著生長時間的增加，Ge成核區(qū)域從恒定生長速率的線性生長方式轉(zhuǎn)變?yōu)楸砻鏀U散限制生長方式。這兩種生長機制的轉(zhuǎn)折點取決于Ge島成核的位置密度和退火溫度。掌握低溫下層交換結(jié)晶的生長動力學(xué)理論對生長大顆粒的多晶Ge薄膜是非常重要的。

金屬誘導(dǎo)結(jié)晶；多晶Ge；成核密度；退火溫度

金屬誘導(dǎo)結(jié)晶就是低溫條件下在非晶的襯底上沉積生長多晶薄膜的過程，該結(jié)晶生長技術(shù)目前已被廣泛地研究［1］。這種制備多晶薄膜的生長技術(shù)主要分為兩類：1）非晶薄膜直接沉積在溫度為300～ 600℃襯底上形成多晶薄膜［2］；2）非晶薄膜在襯底上沉積后再進行熱處理。例如，金屬誘導(dǎo)結(jié)晶、固相結(jié)晶以及激光退火處理等［3］。研究證明，在金屬誘導(dǎo)結(jié)晶的生長技術(shù)中，Al、Au和Ag在溫度為150～250℃時可以使非晶Ge（a-Ge）加速結(jié)晶，這個溫度范圍比非晶Ge在沒有利用這些金屬的固相結(jié)晶生長技術(shù)中所需要的溫度要低很多［4］。如此低溫的結(jié)晶生長技術(shù)就可以充分利用廉價的襯底材料如玻璃、柔軟的聚合物薄片等，這些襯底材料非常適合制作大面積的電子器件和光伏器件。

大面積的電子器件或光伏器件主要的制作技術(shù)就是生長多晶Ge薄膜（poly-Ge）［5］。例如，在玻璃襯底上可以制作肖特基接觸的多晶Ge薄膜晶體管，多節(jié)串聯(lián)太陽電池的底電池材料通常就是晶體Ge［6］。多晶Ge薄膜與晶體Ge或多晶GaAs之間的晶格匹配非常好，可以作為多晶GaAs和晶體Ge二維生長的種晶層。應(yīng)用多晶Ge薄膜可以制作多晶GaAs單節(jié)太陽電池或GaAs/Ge多節(jié)太陽電池［5］。此外，應(yīng)用（111）晶向的晶體Ge襯底材料可以生長垂直排列的多晶Ge或多晶GaAs納米管方陣［7］。因此，在玻璃或聚合物薄片上沉積具有（111）晶向的多晶Ge薄膜也適用于在大面積襯底上生長納米管或微納米管光伏器件［8］。

理解和掌握低溫下晶體的生長動力特征對生長具有理想顆粒大小和晶向的多晶薄膜來說是非常重要的，多晶薄膜的顆粒大小和晶向?qū)罄m(xù)生長高質(zhì)量的晶體薄膜非常關(guān)鍵。利用晶體薄膜制作電子器件或光伏器件需要控制有源層或吸收層等的微結(jié)構(gòu)，包括顆粒尺寸，顆粒邊界密度以及顆粒晶向。例如，多晶Ge薄膜顆粒尺寸的增加以及顆粒邊界密度的減少都會提高晶體薄膜的電學(xué)性能，如改善載流子濃度和遷移率［9］。此外，生長太陽電池的光吸收層時需要大顆粒的多晶襯底材料，以便提高電池的光電轉(zhuǎn)換效率［10］。

HU S等人［1］最近研究了用金屬Al作為誘導(dǎo)媒質(zhì)在退火溫度為200℃時進行層交換結(jié)晶，生長出微米量級的晶體顆粒和（111）晶向的多晶Ge薄膜。在Al層和非晶Ge層之間特意加入次納米量級的GeOx界面層，GeOx界面層可以很好地為Ge原子的傳輸提供相對松散的、納米量級的快速擴散通道，在Al層表面可以生長（111）晶向的Ge晶粒在層交換結(jié)晶過程中，下層的非晶Ge原子向上擴散到Al層，聚集成核形成島狀的晶體Ge顆粒，并以側(cè)邊生長的方式繼續(xù)生長成核直至完全覆蓋整個Al層。在非晶Ge原子向晶體Ge原子轉(zhuǎn)化的過程中，是由于原子自由能的減少才導(dǎo)致了這種轉(zhuǎn)化的產(chǎn)生。

本文運用層交換結(jié)晶的生長機理和動力學(xué)特征對多晶Ge薄膜的生長進行了系統(tǒng)研究。對帶有不同GeOx界面層的多晶Ge薄膜的生長以及各種退火條件也進行了研究，并采用差分掃描熱測量法研究非晶相轉(zhuǎn)變?yōu)閱尉嗟膭恿W(xué)特征［11］。對晶體的動力學(xué)特性用熱定位的X射線光電光譜儀進行定量分析，就是從樣品表面的相變面積比與時間變化的關(guān)系進行推斷。運用掃描電子顯微鏡觀察到多晶Ge薄膜的成核及生長過程，并對多晶Ge薄膜的成核密度與晶體化比例進行分析［12］。然而，在退火各個階段定量分析成核密度和生長特征會錯過很多重要的數(shù)據(jù)信息。因此，再通過二次電子顯微鏡中元素成像對比直接觀察Al層表面多晶Ge薄膜的結(jié)晶成核情況。根據(jù)測量的多晶Ge薄膜面密度與結(jié)晶成核的Ge島的平均面積，應(yīng)用JMAK的相轉(zhuǎn)變理論就可以在二維方向上模擬出多晶Ge薄膜的成核與側(cè)邊生長過程［13］。同時，運用該理論還可以預(yù)測多晶Ge薄膜在層交換結(jié)晶動力學(xué)過程中的量變趨勢。Ge島結(jié)晶成核的成核率隨時間呈指數(shù)衰減趨勢。Ge島的生長動力學(xué)特征是：在生長陣面向生長薄膜表面行進的過程中，生長陣面的Ge島半徑的線性生長方式會轉(zhuǎn)變?yōu)镚e表面的擴散限制生長方式，生長的轉(zhuǎn)折點是由成核的Ge島面密度與退火溫度共同決定。

1 實驗

1.1 薄膜沉積處理

在電子束蒸發(fā)系統(tǒng)中將非晶Ge薄膜和Al薄膜先后沉積在一塊沒有加熱的玻璃襯底上。首先，在SiO2襯底上利用熱蒸發(fā)技術(shù)沉積厚度為100 nm的非晶Ge薄膜，該SiO2襯底是在硅晶片上熱氧化厚度為100 nm的薄膜。在非晶Ge薄膜熱沉積前先進行一系列的清洗程序以去除碳氫化合物和金屬污染物。然后，在不加熱襯底的情況下，在事先沉積好的非晶Ge薄膜上利用流動的O3對薄膜表面進行氧化，以制備次納米量級的GeOx界面層。GeOx界面層的厚度和氧的化學(xué)計量x是由O3的氧化時間決定，O3的氣壓穩(wěn)定在500 Pa。氧化后的非晶Ge薄膜樣品立即轉(zhuǎn)移到電子束蒸發(fā)系統(tǒng)，作為進一步沉積Al薄膜層的襯底。用作結(jié)晶動力學(xué)研究的Al薄膜層和用作偏壓實驗有圖案的Al墊層的厚度都是50 nm。具有相同的Al薄膜層、多晶Ge薄膜和GeOx界面層等特征的樣品都是同一批次制備的。

1.2 退火及薄膜表征

熱退火是在溫度為200～300℃的超高真空條件下進行的。對于制備的每一批次樣品，退火時間范圍均為15min～30 h。電阻加熱器在幾分鐘內(nèi)就可以達到設(shè)定的退火溫度。從超高真空中取出制備的樣品并用氮氣冷卻1min后終止退火。使用二維平面圖來研究多晶Ge薄膜的成核機理和結(jié)晶動力學(xué)特征，這些平面圖包括俄歇元素分布圖和掃描電子顯微鏡顯微圖。

1.3 偏壓實驗

實驗研究中，在沉積厚度為100 nm的非晶Ge薄膜之前，依次沉積5 nm的Ti層和25 nm的Pt層作為背電極，然后再將Al薄膜沉積為直徑是200μm的圓形墊層。在Al墊層和Pt/Ti層之間用計算機編程的電壓源施加穩(wěn)定的偏壓，通過GeOx界面層產(chǎn)生的電壓降就定義為施加偏壓的大小，同時用Keithley 6512靜電計測量穿過GeOx界面層漏電流的大小。

2 實驗結(jié)果與討論

由金屬Al充當(dāng)誘導(dǎo)媒質(zhì)對非晶Ge薄膜進行層交換結(jié)晶的情況，可以通過觀察Al層表面的Ge島在退火后的元素對比分析圖。在退火過程中，非晶Ge薄膜Ge原子通過GeOx界面層向Al層表面擴散，在Al層表面結(jié)晶成核為Ge島。這些Ge島的側(cè)邊生長比較快，直至Ge島之間彼此碰撞、合并。在非晶Ge薄膜完成結(jié)晶之前，在Al層表面產(chǎn)生了Al和Ge元素不均勻分布。圖1看到的是SEM的顯微圖和Ge與Al元素的俄歇分布圖。圖1中的a～c是Al/GeOx/Ge樣品的同一區(qū)域在250℃的退火溫度下退火90min的顯微圖。在圖1a中明亮區(qū)域是Ge含量較高的區(qū)域，對應(yīng)于圖1b中的白色區(qū)域；圖1a中灰色區(qū)域是Al元素含量較高的區(qū)域，對應(yīng)于圖1c中的淺黑色區(qū)域。圖1中的d～f是在溫度為250℃的退火溫度下退火3 h后Ge島幾乎完全合并的顯微圖。假定有足夠長的退火時間，Ge島可以完全覆蓋Al層表面。

圖1 Al/GeOx/Ge樣品在250℃退火溫度下退火90min和退火3 h的元素分析顯微圖

在接下來的研究中，對退火后的所有樣品都用SEM顯微圖來顯示Ge島在Al層表面的覆蓋情況。在結(jié)晶的各個階段，利用Ge島在Al層表面的分布情況來測定Ge島的面密度及平均面積與退火時間的關(guān)系。Ge島的大小與島內(nèi)多晶Ge顆粒的大小有著密切的關(guān)系，Ge島就是由大量的多晶Ge顆粒組成［14］。Ge島的厚度在側(cè)邊生長時基本上保持不變，這就說明了在TEM的截面圖中觀察到的多晶Ge薄膜為什么具有均勻厚度的特征［1］。從圖2中看到，Ge島隨著退火時間的增加最后會合并在一起。在250℃的退火溫度時，Ge島在Al層表面的面積比也隨著退火時間的增加而增加。在SEM顯微圖中選用兩個批次的樣品，每個批次的樣品展示一次。一個批次是在O3中氧化了35 s后制備帶有GeOx界面層的樣品，另一個批次是在O3中氧化了45 s后制備帶有GeOx界面層的樣品。對SEM顯微圖進行詳細分析后得出：Ge島的成核過程及生長方式與GeOx界面層的特征和結(jié)晶各個階段的退火溫度都有關(guān)系。

研究證實，局部偏壓會導(dǎo)致GeOx界面層的電介質(zhì)被擊穿，這就提供了一種應(yīng)用外加電場控制Ge島成核密度的研究方案。首先，直徑為200μm的圓形Al墊層沉積在O3中生長帶有GeOx界面層的非晶Ge薄膜上。然后，對每個樣品的Al墊層使用不同時長（16 s、140 s）的1.0 V直流偏壓后，立即在200℃的超高真空中退火20min，促使Ge島成核。根據(jù)測得的數(shù)據(jù)可知，Ge島在成核過程中存在兩種類型的偏置過程，如圖3的所示。實線表示一種偏置過程，產(chǎn)生周期性的電流尖峰，電流密度也逐漸增加。這說明偏置電壓在GeOx界面層中產(chǎn)生的累積效應(yīng)類似于軟介質(zhì)擊穿［15］。虛線表示另一種偏置過程，在電流密度產(chǎn)生較大的變化之前，電流密度處于較低的水平，隨后偏置效應(yīng)就消失了。從兩種偏置過程的實驗數(shù)據(jù)來看，流入GeOx界面層的單位面積累積電荷分別為10-2C/cm2和10-7C/cm2。Ge島的成核密度隨著偏壓時間的不同而明顯不同，該結(jié)果如圖3的SEM顯微圖所示。由于直流偏壓增加了GeOx界面層中的缺陷密度，因而在Al層表面可以控制Ge島的成核密度。

圖2 兩個批次的樣品在250℃的退火溫度下，Ge島在Al層表面的合并情況隨退火時間變化的SEM顯微圖

在結(jié)晶的各個階段，對Al層表面Ge島的面密度和平均面積進行測量，并將結(jié)果與層交換結(jié)晶動力學(xué)模型進行比較，并對每一個樣品的任意位置收集到的SEM圖像進行分析。把明亮區(qū)域標記出來作為晶體Ge島的數(shù)量，與圖1中觀察到的結(jié)果保持一致。通過收集每一個樣品的SEM圖像并進行統(tǒng)計分析得到大量的數(shù)據(jù)。圖4a表示不同GeOx界面層在250℃的退火溫度下進行層交換后的成核過程。Ge島的面密度具有飽和值，對退火30 min氧化35 s帶有GeOx的界面層，飽和面密度為1.206×106cm-2，對退火60min氧化45 s帶有GeOx的界面層，飽和面密度為9.21×105cm-2。假定存在一定數(shù)量的隨機分布的Ge島可能成核的位置，在幾十分鐘的退火時間內(nèi)，在大部分的Ge島合并之前就可以獲得最大成核密度。研究發(fā)現(xiàn)，Ge島的成核率隨退火時間的增加而減少。通過測量可知，帶有不同氧化時間的GeOx界面層生長的Ge島具有不同的最大成核密度，如圖4的a和b所示。建立一種動力學(xué)模型來描述Ge島的成核、生長以及合并過程，這個模型有助于進一步分析層交換結(jié)晶的全過程。

圖3 偏置電壓導(dǎo)致GeOx界面層的介質(zhì)擊穿

在建立的Ge島層交換結(jié)晶的動力學(xué)模型中，把Ge島在Al層表面的成核過程看作是絕熱的固相轉(zhuǎn)變過程，Ge島的半徑生長看作是二維生長方式。根據(jù)JMAK的分析和描述［16］，這個動力學(xué)模型也是適用的。在該模型中，為了分析樣品表面的成核密度隨時間的變化關(guān)系，先假定Ge島的成核率是隨時間變化的。成核動力學(xué)模型的極限情況有三種：成核位置飽和、連續(xù)成核以及Avrami成核。這三種極限情況任意組合都可以決定觀察到的成核密度與所需的時間關(guān)系。Avrami成核率隨時間呈指數(shù)衰減關(guān)系，特別是成核飽和時間由Avrami時間常數(shù)決定［17］。在實驗中成核率隨時間呈指數(shù)變化，說明多晶Ge成核屬于Avrami成核。

對于Ge島具體的生長過程，考慮兩種極限情況：1）半徑的線性生長，表現(xiàn)為Ge原子在Ge島生長的前沿從氣相轉(zhuǎn)變?yōu)榫啵?）表面擴散限制生長，表現(xiàn)為表面的Ge原子的擴散流量隨著Ge島半徑的減小和退火時間的縮短而減少。從圖4d可以看到，Al層表面的圓形Ge島的成核、側(cè)邊生長和合并。從形態(tài)上來看，Ge原子通過快速擴散通道以較低的面積密度從GeOx界面層向外擴散，沿著界面層或在Al層表面成為吸附原子，擴散的Ge原子有助于Ge島的側(cè)邊生長。Ge原子向上擴散進入Al層表面，有可能是通過Al層的顆粒邊界進入的。這個推斷可由觀察到的截面TEM圖像和界面能的計算結(jié)果得到證實［18］。不過，這個猜想的擴散過程并沒有涉及到該樣品的層交換結(jié)晶的動力學(xué)特征。

這兩種生長機制之間存在轉(zhuǎn)變過程。有一種說法是，Ge島半徑rI最初以恒定的生長率vG生長到閾值半徑rT，進一步生長就會受到限制擴散生長速率的影響。在模型中假定Ge島以臨界半徑re的圓柱體形狀成核，最初的恒定生長率vG與QG激活能和退火溫度有一定的關(guān)系，激活能QG與Ge原子遷移到生長前沿半徑的能量勢壘有關(guān)。其擴散限制生長速率為

式（1）中rI是Ge島生長的前沿半徑，re是Ge島成核的臨界半徑。D*是有效擴散系數(shù)，是Ge原子在Al層表面或沿著Al/Ge界面擴散時的擴散率。Ge島的具體生長速率可用（2）式求解。在rI=rT時，Ge島的生長速率是連續(xù)的。將兩種生長機制聯(lián)合起來，可求得Ge島的生長速率為

式（2）中的閾值半徑rT滿足下面的關(guān)系式

在線性生長機制中，QG是在生長率為vG時與溫度有關(guān)的激活能。在溫度為T時，擴散限制生長機制的轉(zhuǎn)折點取決于恒定生長率vG和D*有效擴散系數(shù)的相對值。考慮到在轉(zhuǎn)變區(qū)域生長機制的合并，Ge島在Al層表面的面積比f（t）（表征層交換結(jié)晶的程度）可表示為

式（4）中A是Al層表面的面積，Ae是Ge島的延展面積，N˙N（τ）是在時間τ時的成核率，Y（τ，t）是在時間τ時、成核生長時間為t時Ge島的面積。假定Ge島的生長率與來自Ge島成核中心區(qū)域底部Ge原子的供應(yīng)有關(guān)。當(dāng)相鄰的Ge島開始合并時，這個假設(shè)可能就不成立了［19］。

用兩種方法求Ge島的平均面積與退火時間的關(guān)系，并將結(jié)果作為測量Ge島生長的主要方法：1）在沒有合并之前直接計算Ge島的數(shù)量；2）在Ge島開始合并后，通過方程（4）可以測量出Ge島在Al層表面成核的面積比和面積密度，進一步計算出Ge島的平均面積。方程（4）中指數(shù)形式的歸一化結(jié)果可以近似地等于Ge島的成核密度與平均面積的乘積。由分析可知，第二種方法是比較好的估算方法。因為在退火期間、大多數(shù)Ge島合并之前，Ge島的成核密度很快就會飽和（在250℃時，Avrami的飽和時間常數(shù)為10～15min）。在Ge島還沒有合并前，直接測量值和理論計算值是一致的。此外，第二種方法考慮到Ge島生長對增加延展面積的作用。圖4b中Ge島的合并面積也將延展面積計算在內(nèi)，這是分析Ge島生長動力學(xué)非常重要的中間環(huán)節(jié)。盡管在圖2中看到了明顯的不規(guī)則生長，這說明Ge島的生長速度具有局部異向性。但是，假定Ge島具有各向同性的半徑生長模型與測得的數(shù)據(jù)也吻合得非常好［20］。從圖4中還可以看到，氧化35 s的GeOx界面層對應(yīng)的數(shù)據(jù)點表現(xiàn)出Ge島的平均面積隨退火時間呈拋物線形式的增加趨勢，說明在線性生長方式中，半徑的生長速率是恒定的。對于氧化45 s的GeOx界面層所獲得的數(shù)據(jù)點表現(xiàn)出在退火后期，Ge島的生長隨退火時間的變化是非線性增長的關(guān)系，說明此時的生長方式是擴散限制生長。

有趣的是，經(jīng)過60 min的退火后，在兩種明顯不同的生長機制中，一定會有一種生長機制占了優(yōu)勢，這是由采用不同的GeOx界面層導(dǎo)致Ge島成核的面密度不同決定的。當(dāng)Ge島的成核密度減少時，相鄰Ge島之間的平均距離就會增加。在不考慮Ge島合并的情況下，Ge島遵循從半徑的線性生長過渡到表面的擴散限制生長，與圖4c中在O3中氧化45 s帶有GeOx界面層所顯示的結(jié)果一致。但是，如果Ge島開始相互合并時，相鄰的Ge島對每個島的側(cè)邊生長都會施加幾何約束。如果Ge島之間的平均距離足夠小，如氧化35 s帶有的GeOx界面層，在向擴散限制生長機制轉(zhuǎn)變之前，有大量的Ge島進行合并，如圖4b所示。Al層表面的Ge島面積會持續(xù)地增加，此時，延展面積會隨著退火時間以拋物線的形式增加。圖4c中的插圖表示計算的生長速度對于測量的Ge島面積來說是Ge島半徑的函數(shù)。當(dāng)兩個相鄰Ge島的半徑之和超過了Ge島的平均距離時，大量的Ge島就開始合并，此時半徑生長不再是Ge島的主要生長方式，如圖4c插圖中的虛線所示。由計算的生長速率可求出閾值半徑rT為3μm，與氧化45 s帶有GeOx界面層樣品中相鄰Ge島的平均距離是差不多的。這解釋了為什么將氧化45 s帶有GeOx界面層的樣品換成氧化35 s帶有GeOx界面層的樣品時，平均距離的略微減少都會抑制擴散限制生長機制的轉(zhuǎn)變。

此外，還研究了Ge島成核和Ge島半徑生長與退火溫度的關(guān)系。重點研究氧化35 s帶有GeOx界面層的樣品在200℃和300℃退火的情況并重復(fù)前面的分析。測量的數(shù)據(jù)點用前面提出的模型也可以進行解釋。首先，對于研究不同的GeOx界面層和退火溫度，從成核動力學(xué)方程中可以擬合出最大的成核密度N0和成核飽和時間τN。線性生長速率v0是從線性生長機制的動力學(xué)方程中計算得出，從擴散限制生長機制的動力學(xué)方程中可以擬合出有效擴散系數(shù)D*和Ge島成核的平均臨界尺寸re。最后，利用v0、D*和re，通過方程（3）可以計算出閾值半徑rT。計算Ge島的面密度和平均面積得到的數(shù)據(jù)曲線與提出的模型進行擬合，結(jié)果如圖5所示。從圖5a中我們可以看到，Ge島的成核面積密度與退火時間的關(guān)系。當(dāng)退火溫度為200℃且Avrami時間常數(shù)τN接近零時，最大的成核密度為7.91×105cm-2。因為較低的退火溫度減少了某些成核位置被激活的可能性，因而也降低了最大成核密度。圖5b表示經(jīng)過200℃、250℃和300℃的退火后Ge島的生長情況。在300℃退火條件下，Ge島的生長表現(xiàn)為半徑以恒定生長率400±20 nm/min的線性生長動力學(xué)特征，此時生長速度的激活能大約為0.90±0.11 eV。然而，在200℃退火條件下，Ge島的生長表現(xiàn)為明顯的擴散限制生長機制，尤其是在退火的前半段就已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)楸砻鏀U散限制生長方式了。

圖5 在氧化35 s帶有GeOx界面層的樣品上Ge島的成核過程

在250℃和300℃時的退火與200℃時的退火對應(yīng)的生長機制有如此明顯的不同，說明了閾值半徑rT和生長機制的轉(zhuǎn)變均與退火溫度有關(guān)。線性生長和表面擴散生長在熱學(xué)上都屬于激發(fā)過程。從圖5的數(shù)據(jù)分析可以看出，當(dāng)退火溫度從250℃減少到200℃時，恒定生長率vG減少了將近1/6，然而有效擴散系數(shù)D*卻大約減少了2個數(shù)量級。隨著退火溫度的降低，擴散限制生長的速率減少得更明顯，導(dǎo)致在低溫退火時閾值半徑rT會偏向更小的值。在200℃退火時，最大的成核密度也減少了，此時Ge島的生長方式主要就是擴散限制生長。在大面積器件制作進行熱處理的過程中，這種觀點對優(yōu)化退火溫度和退火時間是非常關(guān)鍵的。模擬多晶Ge進行層交換結(jié)晶是研究結(jié)晶動力學(xué)特征的首要問題。但是本文還不能提供描述動力學(xué)特征而設(shè)定的假設(shè)條件，這對預(yù)測薄膜的生長率和設(shè)計金屬誘導(dǎo)結(jié)晶過程是不夠完善的。

3 結(jié)論

在非晶Ge薄膜的Al誘導(dǎo)層交換結(jié)晶過程中，對Ge島的成核、生長及合并進行了直接的觀察。非晶相和多晶相之間的自由能差導(dǎo)致了層交換結(jié)晶。通過仔細觀察帶有GeOx界面層（層的厚度和氧的摩爾比由O3的氧化時間決定）的Al/Ge薄膜層，研究低溫下金屬誘導(dǎo)的層交換結(jié)晶過程。觀察SEM圖像不僅可以定量分析Ge島在Al層表面所占面積大小，而且還能獨立測量在退火過程中Ge島的成核面積密度和平均面積。此外，局部偏壓可以增加GeOx界面層中的缺陷密度，這就在界面層內(nèi)提供了一條局部調(diào)節(jié)納米量級的快速擴散通道，可以進一步控制Ge島成核的面積密度。

通過實驗觀察，應(yīng)用等溫的相變理論來模擬Ge島成核過程以及Ge島的二維生長方式。研究發(fā)現(xiàn)，Ge島的成核密度遵循Avrami成核規(guī)律。Avrami成核中最大的成核密度與成核飽和時間都與GeOx界面層的形成特征有關(guān)。有些Ge島的生長遵循從半徑的線性生長轉(zhuǎn)變到表面擴散限制生長，轉(zhuǎn)變過程中Ge島具有閾值半徑，這個閾值半徑對Ge島的成核密度和退火溫度非常敏感。與傳統(tǒng)的玻璃和聚合物薄膜相比，掌握Ge島的成核、線性生長和表面擴散生長的共同作用對在低溫退火下獲得理想特性的多晶Ge薄膜是非常重要的。

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【責(zé)任編輯：周紹纓 410154121@qq.com】

The nucleation mechanism and kinetics characterization of poly- Ge thin films grown by metal- induced crystallization

DONG Shao-guang,ZHUANG Jun-huo,PAN Hao-xian,ZENG Ya-guang
（School of Physics and Optoelectronic Engineering,Foshan University,Foshan,528000,China）

The kinetics characterization of ploy-Ge thin films grown bymetal Al layer exchange crystallization of a-Ge at low temperatures is studied in this paper.Ge atoms transport through the thinner GeOx interfacial layer from amorphous Ge layer to the Al thin films surfacemassively in our experiments,and we havemeasured the areal density of Ge islands in the nucleation zone of poly-Ge thin films,and bias-voltage was applied to the GeOx interfacial layer to control the arealdensity ofGe islands in the nucleation zone.According to the resultsof experimental observations,the JMAK phase transformation theory is used to explain two dimensions growth regime and nucleationmechanism ofGe islands in the nucleation zone.The nucleation rate ofGe islands follows an exponentially decaying with time by using the kinetics equation of Ge islands in the nucleation zone.The growth ofGe islands in the nucleation zone switches from lineargrowth ata constantvelocity to surface diffusion limited growth with increasing growth time.The transition point between these two growth regimes depends on the density of Ge islands nucleation site and the annealing temperature.Knowing the growth kinetics theory of layer exchange crystallization at low temperature is important to grow the poly-Ge thin filmswith large grains, and theseGe thin films can beapplied for the large-areaelectronicsand the solar cellextensively.

metal induced crystallization;ploy-Ge;nucleation density;annealing temperature

TB303

A

2017-04-17

國家自然科學(xué)基金資助項目（11474053）

董少光(1970-)，男，江西景德鎮(zhèn)人，佛山科學(xué)技術(shù)學(xué)院講師，博士。

1008-0171（2017）04-0014-09