Высокопроизводительные полевые транзисторы на нанослойках SnSe с низкоомными золотыми омическими контактами

Аннотация

Мы сообщаем о p-типе монокристаллах сульфида олова (SnSe), выращенных в двойно загерметизированных кварцевых ампулах модифицированным методом Бриджмена при 920 °C. Рентгеновская порошковая дифракция (XRD) и энергодисперсная рентгеновская спектроскопия (EDX) подтверждают, что выращенный SnSe состоит из монокристаллического SnSe. Электрический перенос в многослойных нанослойках SnSe, полученных эксфолиацией из объемных монокристаллов, изучали с помощью полевых транзисторов с задним затвором (FET) с Au и Ti контактами на подложках SiO₂/Si, что показало, что многослойные нанослойки SnSe демонстрируют p-типовую полупроводниковую проводимость из-за Sn-вакансий на поверхностях нанослойок. Кроме того, наблюдался сильный эффект экранирования носителей в FET на нанослойках SnSe толщиной 70–90 нм. Также обсуждается влияние металлических контактов на FET на базе многослойных нанослойок SnSe для двух разных металлов: Ti/Au и Au.

Введение

Переходные металл халькогениды предлагают ряд оптических запрещенных зон, что делает эти материалы пригодными для различных оптических и оптоэлектронных приложений. Тонкие пленки этих материалов, включая PbTe, PbSe и Bi₂Se₃, привлекли значительное внимание благодаря перспективному использованию в инфракрасных оптоэлектронных приборах, детекторах излучения, солнечных батареях, памяти и голографических записывающих устройствах. Оловомоноселенид (SnSe) и оловодиселенид (SnSe₂) находятся в центре внимания исследований благодаря их высоким коэффициентам поглощения, что выгодно для оптоэлектроники. Кроме того, эти материалы перспективны для термоэлектрических приложений. Оловомоноселенид (SnSe) — p-типовой полупроводник с запрещенной зоной для непрямых разрешенных переходов около ~0,9 эВ и для прямых разрешенных переходов около ~1,2 эВ, тогда как оловодиселенид (SnSe₂) — n-типовой полупроводник. Кристаллическая структура SnSe орторомбическая, параметры элементарной ячейки: a = 11,496 Å, b = 4,151 Å, c = 4,444 Å; эта орторомбическая структура преобразуется в тетрагональную при высокой температуре, которая все равно ниже точки плавления SnSe₂.

Недавно Sn-бинарные халькогениды и дихалькогениды, включая полевые транзисторы (FET) с большой площадью общего заднего затвора, были широко исследованы. В частности, значительный прогресс достигнут в характеристике Sn-дихалькогенидных FET. В 2016 г. Pei и соавт. сообщили о малослойном SnSe₂ FET, демонстрирующем высокое отношение вкл/выкл ~10⁴ с верхним покрывающим слоем полимерного электролита. Guo и соавт. также сообщили о высокомобильном малослойном SnSe₂ FET толщиной ~8,6 нм. Из предыдущих работ подтвердилось, что тонкие и низколегированные SnSe пленки дают высокую подвижность и отношение тока вкл/выкл SnSe₂ FET. Несмотря на эти усилия по использованию SnSe₂, однако, электрическая характеристика SnSe FET, приготовленных эксфолиацией из монокристаллов, не сообщалась. Детальная характеристика электрического переноса в мало- и многослойных SnSe₂ хлопьях должна быть выполнена для оценки электрических переноса свойств олов халькогенидов, таких как SnSe нанослойки, потому что одиночные SnSe кристаллы ожидают высокую подвижность носителей ~7835 см²/В·с.

В этой работе мы характеризуем монокристаллический SnSe, выращенный модифицированным методом Бриджмена. Электрический перенос в многослойных нанослойках SnSe FET, приготовленных эксфолиацией из объемных монокристаллов, впервые характеризован с использованием задне затворных FET структур на подложках SiO₂/Si. Кроме того, влияние металлических контактов на многослойные нанослойки SnSe FET также изучалось для двух типов контактов (Ti/Au и Au), потому что рабочая функция контактного металла определяет проводимость дырочных носителей через Шотткиевский барьер на границе металл-SnSe нанослойка.

Методы

SnSe имеет слоистую орторомбическую кристаллическую структуру при комнатной температуре. Рисунок 1a–c показывает перспективные виды кристаллической структуры SnSe вдоль осевых направлений a, b и c. Как показано на рис. 1c, SnSe пластины с двухслойной структурой имеют желобки, тогда как легкое расщепление в кристаллах происходит вдоль плоскости (100) (рис. 1b). Одиночные кристаллы SnSe выращивали модифицированным методом Бриджмена, как описано ранее. Стоихиометрические количества Sn (99,999 % дроби, Alfa Aesar) и Se (99,999 % порошок, Alfa Aesar) сначала расплавили в слиток (~20 г) в двойно загерметизированной кварцевой ампуле. Сырье медленно нагревали до 500 °C и выдерживали 10 ч, затем держали при 920 °C еще 10 ч перед выключением печи. Полученный слиток измельчали в порошок и заполняли конусную кварцевую трубку, откачивали и плавильно загерметизировали. Заряженная конусная кварцевая трубка помещали в более крупную кварцевую трубку. Внешняя трубка заполняли газообразным Ar для предотвращения взрыва и окисления, а затем плавильно загерметизировали. Заряженную кварцевую ампулу помещали в позицию с наибольшим температурным градиентом в вертикальной трубчатой печи. Вертикальная трубчатая печь медленно нагревали до 970 °C за 20 ч, выдерживали 10 ч, затем охлаждали до 830 °C со скоростью 0,5 °C/ч. Печь выдерживали при 830 °C еще 24 ч, затем охлаждали до 500 °C со скоростью 100 °C/ч перед выключением.

Результаты и обсуждение

Был получен конусообразный кристалл SnSe (диаметр 30 мм, длина 70 мм), показанный на рис. 1d–e. Полученный кристалл разделился на два куска из-за трещины, возникшей при извлечении кристалла из кварцевой ампулы (рис. 1d). Качество выращенных кристаллов SnSe проверяли с помощью порошкового рентгеновского дифрактометра (XRD, New D8-Advance, Bruker-AXS, Германия) с Cu Kα (λ = 1,5406 Å). Рисунок 2a показывает XRD-картинку файла порошковой дифракции (PDF) 48–1224 для орторомбического SnSe вместе с картинкой для кристаллографической оси a, перпендикулярной расщепленной плоскости (100) кристалла SnSe. Как видно на рис. 2a, XRD-картинка монокристаллического SnSe сильно указывает на однофазный орторомбический кристалл с пространственной группой Pnma, указывая на сильную предпочтительную ориентацию с (h00) рефлексиями, что хорошо согласуется с предыдущим отчетом. Кроме того, преобладающие пики были (400) и (800) при 2θ = 31,081° и 64,818° соответственно, как показано на рис. 2a. Как показано на рис. 2b, энергодисперсная рентгеновская спектроскопия (EDX) выявила атомное соотношение Sn:Se = 1:1, подтверждая стехиометрическое соотношение Sn и Se (вставка на рис. 2b). Вставки на рис. 2b также показывают изображение растерного электронного микроскопа (SEM) и EDX-картирование FET на нанослойке SnSe с толщиной устройства 90 нм. Этот результат хорошо согласуется с предыдущими отчетами. Кроме того, электрическая проводимость монокристаллического SnSe (вставка на рис. 2b) измерялась для температур 30–300 К стандартным четырехзондовым методом. Рисунок 2c показывает температурно-зависимую электрическую проводимость монокристаллического SnSe вдоль трех разных кристаллографических направлений, указывая на похожие температурно-зависимые и анизотропные поведения из-за разных подвижностей дыр в SnSe вдоль разных осевых направлений. Как показано на рис. 2c, электрическая проводимость вдоль b- и c-осей при 300 К определилась как ~6,00 См⁻¹, что в ~2,2 раза больше, чем для a-оси (~2,7 См⁻¹). Этот результат хорошо согласуется с предыдущими результатами для монокристаллического SnSe. На рис. 2c температура-зависимая электрическая проводимость монокристаллического SnSe показана для полупроводникового диапазона (30–100 К) и металлического диапазона (>100–300 К). Выше 100 К выращенные кристаллы SnSe демонстрировали металлическое переносимое поведение, согласующееся с предыдущими наблюдениями.

Устройства SnSe FET изготавливались следующим образом. Сначала нанослойки SnSe механически эксфолировали на 300-нм толстом SiO₂/p⁺⁺ Si подложке из монокристаллов SnSe, легко расщепляемых в плоскости (100) известным скотч-ленточным методом (рис. 1e). Измерения электрического переноса в отдельных нанослойках SnSe FET выполнялись при комнатной температуре в конфигурации задне затворных FET. Рисунок 3a схематически показывает FET на базе нанослойки SnSe с большой площадью заднего затвора. В этом исследовании две нанослойки SnSe (толщиной 70 и 90 нм) были подготовлены на подложке SiO₂/Si. SnSe FET изготавливались стандартным методом электронно-лучевой литографии с двумя типами металлизации: Au (толщина 100 нм) и Ti/Au (толщины 10/100 нм) рассматривались как омические контакты на нанослойках SnSe. Перед металлизацией выполняли буферное оксидное этравирование (BOE) для удаления полимерных и оксидных остатков на поверхностях нанослойок. Рисунок 3b показывает оптическое изображение FET на нанослойке SnSe с толщиной устройства 90 нм. Толщины нанослойок SnSe измеряли с помощью атомно-силового микроскопа (AFM) при комнатной температуре (рис. 3c–d). Как показано на рис. 3b и вставке на рис. 2b, изготовленный 90-нм FET на SnSe имел длину канала (L) 5 мкм и ширину (W) 4,71 мкм, а для 70-нм FET на SnSe L = 5 мкм и W = 6 мкм. Все вольт-амперные характеристики (I-V) измеряли с помощью полупроводникового параметрического анализатора (HP 4155C, Agilent Technologies, США) на электрически экранированной зондовой станции при комнатной температуре. Рисунок 4a показывает дренажный ток (Id) как функцию напряжения на затворе (Vg) для 90-нм нанослойки SnSe при напряжениях источник-сток (Vds) −30, 0 и 30 В при комнатной температуре, указывая на четкое p-типовое полупроводниковое поведение, которое в основном приписывается Sn-вакансиям, как сообщалось ранее. Результат на рис. 4a подразумевает, что металлический Au с его высокой рабочей функцией ожидается образует слабые омические контакты на нанослойках SnSe, указывая на более низкий Шотткиевский барьер для зоны проводимости нанослойок SnSe. Более подробное обсуждение рабочих функций разных металлов будет дано позже. Рисунок 4b показывает Id vs Vds для разных Vg от −40 до 40 В с шагом 10 В. Из рис. 4b дырочная подвижность (μp) определена как ~2,7 см²/В·с, полученная из μp = tm[L/(WCox Vds)], где tm — транскондуктанс (= dId/dVg = 2,89×10⁻⁸ А/В), L — длина (~5,1 мкм), W — ширина (~4,75 мкм), Vds — напряжение сток-источник (~1 В) SnSe FET, и Cox (= εrε0/d = 11,5 нФ/см²) с εr (диэлектрическая постоянная) 3,9 и d (толщина оксидного слоя) 300 нм — емкость на единицу площади задне затворного SnSe нанослойки FET. Оцененная дырочная подвижность механически эксфолированных нанослойок SnSe FET намного меньше, чем у эпитаксиальных тонких пленок SnSe (~60 см²/В·с), приготовленных лазерной абляцией на подложках MgO с Se-богатыми мишенями. Однако полученное значение ~1,8 раза больше, чем для монокристаллических нанопластинок SnSe (~1,5 см²/В·с). Такая относительно низкая дырочная подвижность может быть atribuирована сильному фононному рассеянию из-за Sn-вакансий на поверхности SnSe и относительно высокому Шотткиевскому барьеру на границе металл Au - нанослойка SnSe.

Кроме того, мы наблюдали слабую затворную настройку проводимости в области истощения кривой Id vs Vds (рис. 4c) и низкое отношение тока вкл/выкл (~2 при Vds 1 В, вставки рис. 4c) в p-SnSe нанослойке FET с Au металлическими контактами. Подобное поведение сообщалось для других двумерных (2D) полупроводниковых материалов с похожей толщиной, включая SnS FET (толщина ~50–80 нм), ~15,8-нм SnSe нанопластины, ~80-нм MoS₂ и ~84-нм SnSe₂. Эти поведения можно объяснить эффектом конечной длины экранирования носителей из-за существования поверхностного проводимого слоя в FET устройствах с толщиной больше длины экранирования (√(εKB T)/(e² p)), где ε, KB и p — диэлектрическая постоянная полупроводника, постоянная Больцмана и плотность дырочных носителей соответственно.

Металлические контакты важно определяют характеристики 2D FET устройств. Чтобы определить влияние рабочих функций металлов на SnSe, мы рассматривали Au (рабочая функция ~5,1 эВ) и Ti (рабочая функция ~4,3 эВ) как металлические контакты на нанослойках SnSe. Рисунок 4c показывает типичные кривые Id vs Vds без затворной модуляции (Vg = 0) для FET на нанослойке SnSe с Au и Ti контактами, указывая на более высокое общее сопротивление для Ti (~15,4 МОм) по сравнению с Au (~0,56 МОм). Таким образом, Шотткиевский барьер на границе металл-SnSe выше для Ti (рис. 4c). Это поведение всегда наблюдается на всех SnSe FET с Ti контактами. Как показано на рис. 4d, высота Шотткиевского барьера для дыр увеличивается по мере уменьшения рабочей функции металла. Таким образом, металлы такие как Pd, Au и Pt с большими рабочими функциями могут быть пригодны как омические контакты на p-SnSe нанослойках FET, потому что для этих металлов высота Шотткиевского барьера для инъекции дыр будет ниже. Контактное сопротивление должно быть измерено для дополнительных металлов, чтобы определить их пригодность как металлических контактов на нанослойках SnSe. Эта проблема сейчас решается с использованием метода длины переноса.

Заключение

Подводя итог, многослойные нанослойки SnSe были выращены, эксфолированы и охарактеризованы для каналов SnSe FET с задне затворной структурой на подложках SiO₂/Si. Измерения электрического переноса продемонстрировали, что многослойные нанослойки SnSe с Au металлическими контактами демонстрируют p-типовые полупроводниковые характеристики с относительно низким Шотткиевским барьером и низким контактным сопротивлением на эксфолированных нанослойках SnSe FET. Кроме того, мы подчеркиваем, что это исследование впервые сообщает о механически эксфолированных FET на нанослойках SnSe и мы уверены, что наши FET на нанослойках SnSe очень перспективны для 2D электрических устройств, а также для приложений по сбору энергии, включая будущее поколение термоэлектричества.