Como visto no tópico 5.1, os filmes produzidos a 180 °C são amorfos em todas as faixas de composição da atmosfera estudada, portanto o fator determinante das propriedades ópticas será a composição. A figura 5.17 mostra o coeficiente de absorção em função da energia do
60
fóton para as três composições de atmosferas e os respectivos níveis de hidrogenação do filme. 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 104 105 H2 na câmara | H no Filme 20 % 8,51 % 40 % 14,83 % 60 % 16,35 % C oe fici en te d e ab so rçم o (cm -1 ) Energia (eV) Nd
Figura 5-17 Coeficiente de absorção em função da energia do fóton das amostras produzidas a 180°C e porcentagens de hidrogênio de 20, 40 e 60 %.
Percebe-se que com o aumento da incorporação de hidrogênio no filme há uma redução da absorção em regiões de menor energia. Isto indica uma redução na densidade de estados pela passivação de defeitos promovida pelo hidrogênio na estrutura, como foi observado em estudos anteriores (39). Utilizando o coeficiente de absorção para a energia de 1,2eV
quantificou-se esses valores de densidade de estados e os mesmos são mostrados na figura 5- 19 em função dos níveis de hidrogenação.
61 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 5,00E+020 6,00E+020 7,00E+020 8,00E+020 9,00E+020 1,00E+021 1,10E+021 1,20E+021 N s (cm -3 ) Hf (%) 180°C
Figura 5-18 Densidade de estados em função da porcentagem de hidrogênio incorporada ao filme (%Hf).
Percebeu-se a redução nos níveis de densidade de estados, mas ao se comparar com experiências semelhantes esperavam-se reduções de até três ordens de grandeza nos valores, tanto da absorção quando da densidade de estados. Este resultado demonstra juntamente com os altos valore de R* que existe um estado inicial com um excessivo número de defeitos ligados a nano poros o que dificulta que o processo de hidrogenação seja realmente efetivo na melhoria das propriedades eletro-ópticas.
Os gráficos abaixo apresentam as retas ajustadas nas regiões lineares das curvas (αE)1/2 em
62 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 0 200 400 600 800 1000 1200 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 ( E) 1 /2 Energia (eV) 20 % Rg Linear ( E) 1 /2 Energia (eV) 40 % Rg Linear ( E) 1 /2 Energia (eV) ( E) 1 /2 Energia (eV) 60 % Rg Linear
Figura 5-19 Curvas (αE)1/2x E para filmes produzidos a 180°C com as respectivas
estrapolações da região linear.
A queda na densidade de estados pela hidrogenação dos filmes acarreta um aumento no gap (figura 5.20), pela redução da calda nos níveis de valência e condução, juntamente com defeitos profundos [26]. Esta variação percebida também é considerada baixa para os níveis de
hidrogenação obtidos, o que reforça a hipótese do posicionamento não adequados das ligações Si-H predominantes na forma de polihidretos. Em relação aos valores obtidos, os mesmos são compatíveis com os esperados para filmes de a-Si:H[39].
63 8 10 12 14 16 1,70 1,72 1,74 1,76 180 Ba n d G a p (e V) Hf (%)
Figura 5-20 – Efeito do hidrogênio incorporado ao filme no valor do band gap óptico (Eg).
O quadro abaixo sumariza os dados obtidos para o band gap e densidade de estados que estão recolhidos nos gráficos analisados.
Tabela 5-V Valores de %Hf, Ns e band gap para filmes depositados a 180°C e as
diferentes composições da atmosfera do reator.
Temperatura (°C) % H2 %Hf Densidade de estados (cm-1) Band gap óptico (eV) 180 20 8,51 1,0 x10 21 1,70 40 14,82 7,5 x1020 1,72 60 16,25 6,0 x1020 1,75
Nos filmes produzidos a 220°C duas estruturas se misturam, até 30% de hidrogênio filmes totalmente amorfos e os outros constituídos de uma mistura de fases cristalina e amorfa. Nestes casos o fator estrutura e composição influenciam nas propriedades ópticas. O gráfico da figura 5.21 mostra o coeficiente de absorção em função da energia do fóton para as quatro
64
composições de atmosferas estudadas, além dos respectivos níveis de hidrogenação do filme e a fração cristalina dos mesmos.
1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 104 105 C oe fici en te d e ab so rçم o (cm -1 ) Energia (eV) H2 na Câmara | H no filme(%) | Xc (%) 20 % 5,77 0 30 % 8,8 0 40 % 4,87 19 60 % 4,29 68 Nd
Figura 5-21 Coeficiente de absorção em função da energia do fóton das amostras produzidas a 220°C e porcentagens de hidrogênio de 20, 30, 40 e 60 %
O coeficiente de absorção continua declinando com o aumento da porcentagem de hidrogênio na câmara. A partir de 40 % ocorre um acréscimo na redução dos defeitos pela reorganização da estrutura. Nota-se também que os materiais mais cristalinos têm um comportamento diferenciado dos outros tendendo a desaparecer a região do sub band gap e começando a absorção em 1,1eV que é exatamente o comportamento para o silício cristalino. O gráfico na figura 5.25 demonstra o efeito da maior hidrogenação no caso dos filmes amorfos com a redução da densidade de estados e o efeito da presença da fração cristalina que reduz ainda mais esses defeitos. Mesmo com a queda no nível de hidrogenação devido à efusão de hidrogênio da estrutura, os filmes produzidos nesta temperatura iniciam com menores níveis de defeitos para a mesma porcentagem de hidrogênio.
65 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 7,5 8,0 8,5 9,0 2x1020 3x1020 4x1020 5x1020 6x1020 7x1020 N s (cm -1) Hf (%) 220°C Xc=0 220°C Xc=19% 220°C Xc=68%
Figura 5-22 Efeito do hidrogênio incorporado ao filme no valor da densidade de defeitos.
O resultado na eliminação de estados continua sendo considerado baixo para os níveis de hidrogenação e fração cristalina, seguindo a hipótese dos resultados anteriores. As influencias destes parâmetros no band gap foram também calculadas utilizando as curvas abaixo.
0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 4,2 4,4 0 200 400 600 800 1000 1200 1400 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 4,2 4,4 0 200 400 600 800 1000 1200 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 4,2 4,4 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 0 200 400 600 800 1000 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 4,2 4,4 0 200 400 600 800 1000 1200 1400 E) 1 /2 Energia (eV) 20 Rg Linear E) 1 /2 Energia (eV) 30 Rg Linear E) 1 /2 Energia (eV) 40 Rg Linear E) 1 /2 Energia (eV) 60 Rg Linear E) 1 /2 Energia (eV)
Figura 5-23 Curvas (αE)1/2x Energia para filmes produzidos a 220°C com as respectivas
66
Estes resultados de band gap demonstraram as maiores variações até então, sendo o fator macroestrutural tendo maior influência (Figura 5-24)
3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 7,0 7,5 8,0 8,5 9,0 9,5 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 220°C Xc=19% 220°C Xc=68% 220°C Xc=0 Ba n d G a p (e V) Hf (%)
Figura 5-24 Efeito do hidrogênio incorporado ao filme no valor do band gap.
O aumento do band gap com a redução na densidade de estados continua seguindo tendência anterior, mas com o início da cristalização há uma queda brusca destes valores. Isso se dá devido à mudança no comportamento da curva quando da presença da fase de band gap indireto. A tendência destes filmes é aproximar esses valores de 1,1eV que são reportados para c-Si. Neste caso o recobrimento com 68% de fase cristalina aparenta ter valor de gap menor do que o do c-Si, mas esse efeito também é devido aos fenômenos de empalhamento citados anteriormente na seção 3.8. Este fato pode ser também observado pelo maior coeficiente de absorção do filme mais cristalino em comparação ao do amorfo. Esta constatação seria contraditória se não levarmos em conta esses fenômenos de interação da luz com a superfície mais rugosa [40,56]. A tabela abaixo reúne os resultados parta os filmes
67
Tabela 5-VI Valores de Xc,Ns e band gap para filmes depositados a 220°C e as diferentes composições da atmosfera do reator.
Temperatura (°C) % H2 %Hf Fração Cristalina (%) Densidade de estados (cm-1) Band gap óptico (eV) 220 20 5,77 0 6 x1020 1,82 30 8,8 0 4 x1020 1,85 40 4,86 19,9 3 x1020 1,48 60 4,29 68,0 2 x1020 0,9
Para 300°C as fases cristalinas e amorfas estão presentes, mas devido à temperatura do processo não há variação de composição mensurável. A estrutura neste caso é o fator a ser considerado. O gráfico da figura 5-25 segue o comportamento típico de filmes cristalinos [39].
0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 104 105 C oe fici en te d e ab so rçم o (cm -1 ) Energia (eV) H2na Câmara Xc(%) 20 % 51,55 40 % 55,5 60 % 83,16
Figura 5-25 Coeficiente de absorção em função da energia do fóton das amostras produzidas a 300°C e porcentagens de hidrogênio de 20, 40 e 60 %.
Nestes casos onde não há a formação das caldas de absorção, os modelos para o cálculo de densidade de estados não mais se aplicam sendo apenas possível o cálculo do gap pela linearização total da curva como mostrado abaixo;
68 0,6 0,9 1,2 1,5 1,8 2,1 2,4 2,7 3,0 0 100 200 300 400 500 600 700 800 0,6 0,9 1,2 1,5 1,8 2,1 2,4 2,7 3,0 0 100 200 300 400 500 600 700 800 0,6 0,9 1,2 1,5 1,8 2,1 2,4 2,7 3,0 0 100 200 300 400 500 600 700 800 0,6 0,9 1,2 1,5 1,8 2,1 2,4 2,7 3,0 0 100 200 300 400 500 600 700 800 . ( 1 /2 ) Energia (eV) 40 % Rg Linear . ( 1 /2) Energia (eV) 60 % Rg Linear . ( 1 /2 ) Energia (eV) 20 % Rg Linear . ( 1 /2) Energia (eV)
Figura 5-26 Curvas (αE)1/2 x Energia para filmes produzidos a 300°C com as respectivas
estrapolações da região linear.
Não há variações significativas nas propriedades ópticas nestes filmes, seu comportamento se aproxima dos filmes c-Si[39] . Os valores dos gaps estão próximos de 0,9eV (figura. 5.27)
como previstos na literatura quando se leva em conta fatores de espalhamento da luz.
50 55 60 65 70 75 80 85 0,0 0,5 1,0 1,5 300°C 20% 300°C 30% 300°C 60% Ba n d G a p (e V) Xc (%)
Figura 5-27 Relação entre a fração cristalina (Xc) e o band gap para filmes depositados a 300°C.
69
Os dados obtidos acima foram recolhidos na tabela abaixo:
Tabela 5-VII Valores de %Hf, Xc e band gap para filmes depositados a 300°C e as
diferentes composições da atmosfera do reator.
Temperatura (°C) % H2 %Hf no filme Fração Cristalina (%) Band gap óptico (eV) 300 20 40 0 0 51,55 55,50 0,85 0,85 60 0 83,16 0,90 6 CONCLUSÕES
Diante das investigações realizadas pode-se constatar que o reator BAI 640 é capaz de produzir filmes de Silício nanocristalinos e amorfos com Hidrogênio incorporado, obtendo neste trabalho o nível máximo de 16 %, sendo possível a formação de a-Si:H e nc-Si:H utilizando o mesmo processo, modificando a porcentagem de hidrogênio injetada no mesmo e a temperatura do substrato. Este resultado abre possibilidades de se produzir células polimórficas em um único reator.
Pode-se observar que a injeção de hidrogênio no plasma de processo, foi capaz de reduzir a temperatura de cristalização, iniciando-se a formação dos cristalitos a 220°C e 40% de Hidrogênio. Isso nos leva a concluir que o sistema de geração de plasma do reator é capaz de formar Hidrogênio atômico e que este consegue chegar à região de crescimento do filme promovendo a hidrogenação e a cristalização, utilizando menos energia na cristalização do filme temos um processo de menor consumo energético.
Vê-se que aumento da fração cristalina reduz a quantidade de Hidrogênio incorporada devido a maior estabilidade das ligações Si-Si e que fatores que aumentam a cristalinidade (%H2 e
Temperatura) aumentam também o tamanho médio dos grãos na estrutura.
Em relação as propriedades ópticas conclui-se que tanto a temperatura quanto a porcentagem de Hidrogênio no reator diminuem a densidade de estados o que leva ao aumento do band gap devido a maior distância energética entre a banda de Valencia e a condução. Nota-se ao
70
contrario que há redução do bang gap quando do aparecimento da fase cristalina, devido à mesma possuir gap óptico menor.
Os espectros no visível e o infravermelho indicam que os recobrimentos produzidos neste trabalho possuem um excessivo número de defeitos, sendo que a hidrogenação não se mostrou efetiva na melhoria das propriedades ópticas e eletro-ópticas sendo necessária a alteração de outros parâmetros para alcançar este resultado.
7 SUGESTÕES DE TRABALHOS FUTUROS
• Avaliar o efeito da tensão de Bias na redução dos defeitos. • Avaliar o efeito da taxa de deposição na redução dos defeitos. • Avaliar diretamente as propriedades elétricas destes filmes. • Avaliar a distribuição da dopagem dos recobrimentos.
71
8 REFERÊNCIAS
[1] PAINEL INTERGOVERNAMENTAL SOBRE MUDANÇA CLIMÁTICA. 4°Relatório de Avaliação. Paris, 2007.
[2] ORGANIZAÇÃO DAS NAÇÕES UNIDAS. Copenhagen Accord. Copenhagen, 2009. [3] PAINEL INTERGOVERNAMENTAL SOBRE MUDANÇA CLIMÁTICA: Working Group III: Mitigation of Climate Change. Paris, 2007
[4] PAINEL INTERGOVERNAMENTAL SOBRE MUDANÇA CLIMÁTICA. Renewable
Global Status Report. Paris, 2009.
[5] KAZMERSKI, L. L. Solar photovoltaics R&D at the tipping point: A 2005 technology overview. Journal of Electron Spectroscopy and Related Phenomena 150, p. 105–135, 2006. [6] RENEWABLE ENERGY UNIT, EUROPEAN COMMISSION JOINT RESEARCH CENTRE INSTITUTE FOR ENERGY. Photovoltaic Status Report 2008 Research, Solar Cell Production and Market Implementation of Photovoltaics. Italia 2008.
[7] V.SUENDO, A.V.KHAR CHENKO, P.ROCA I CABARROCAS, The effects of RF plasma excitation frequency and doping gas on the deposition of polymorphous silicon thin films. Thin Solid Films, v. 451-452, pg 259-263 , 2004
[8] WILFRIED G. J. H. M. VAN SARK. Methods of Deposition of Hydrogenated Amorphous Silicon for Device Applications.2002. 204pg . (PhD Thesis). Debye Institute .Utrecht University 2002.
[9] S. GLUNZ, S. REBER, R. PREU, A. GOMBERT, A. BETT, F. DIMROTH, W. WARTA, H. WIRTH, D. BORCHERT. Alternative Photovoltaic Technologies, Brochure - Solar Cells , Fraunhofer ISE, 2007.
72
[10] POORTMANS, JEF ; ARKHIPOV, VLADIMIR. Thin film solar cells: fabrication, characterization, and applications. England: John Wiley & Sons Ltd, 2006. 479 p.
[11] FAHRENBRUCH,A.L ;BUBE,R,H. Fundamental of solar cell: Photovoltaic Solar Energy. New York: Academic Press,1983.540 p.
[12] KLAVER, A. Irradiation-induced degradation of amorphous silicon solar cells in space. 2007. 160pg. Tese de Doutorado. Delft University of Technology, Dutch, 2007.
[13] Institute of Electrical Power Engineering - Renewable Energy Sect. Solar Electricity– HowSolarCells Work http://emsolar.ee.tu-berlin.de/~ilse/solar/index_e.html. Acesso 4/02/2011.
[14] MIRANDA, D. O. ; GERRA, C. P. ; MOURA, T. D. O. ; FALCAO, V. D. ; SANTANA, R. J. ; RAMANERY, F. ; Branco, J. R. T. . Preparo e caracterização de Heterojunções de Silício Cristalino/ZnO para fins fotovoltaicos. In: XXIX CBRAVIC - 2008, Joinville – SC, v. Único. p. 135-135.
[15] TANAKA, M.; OKAMOTO, S.; TSUGE, S.; KIYAMA, S. Development of hit solar cells with more than 21% conversion efficiency and commercialization of highest performance hit modules. IEEE photovoltaics specialists conference PHOTOVOLTAIC ENERGY CONVERSION, P. 955 - 958, 2003.
[16] D. FISCHER, S. DUBAIL, J.A. ANNA SELVAN, N. PILATON VAUCHER, R. PLATZ,CH. HOF, U. KROLL, J. MEIER, P. TORRES, H. KEPPNER, N. WYRSCH, M.GOETZ, A. SHAH. Proceedings of the IEEE Photovoltaics Specialists Conference, IEEE, NY, v.1, p. 1053–1056, 1996
[17] Sanyo HITs the UK with high efficiency solar modules.http://www.solarpowerportal .co.uk/news/sanyo_hits_the_uk_with_highest_efficiency_solar_modules5478/. Acesso 27/02/2011.
[18] A. V. SHAH, AT ALL.THIN-FILM SILICON SOLAR CELL TECHNOLOGY C.
73
[19] R.B. BERGMANN. Crystalline Si thin-film solar cells: a. Applied Physics A Materials Science Processing 1999; v 69, p: 187-194.
[20] A.V. SHAH, J. MEIER, E. VALLAT-SAUVAIN, N. WYRSCH, U. KROLL,C. DROZ,
U. Material and solar cell research in microcrystalline silicon. Solar Energy Materials and Solar Cells n.78, v 1-4, p. 469-491, 2003.
[21] A.J. Lewis; G.A.N. Connell; W. Paul ; J.R.Pawlik; R.J Temkim. Proc. Int. Conf. in Tetrahedrally Bonded Amorphous Semiconductors. 1975. M.H.Brodsky,S. Kirkpatrick and D.Weaire (American Institute de Physics, New York, N.Y., USA,1974), p.27
[22]E.C.FREEMAN AND PAUL. Phys. Rev. V 18 4288, 1978.
[23] HIT Photovoltaic Module. http://ca.sanyo.com/dynamic/LinkListingItems/Files/ HIT%20Power%20210N-987431-1.pdf. Acesso 27/02/2011
[24] STREET R.A. Hydrogenated Amorphous Silicon. Cambridge. Cambridge University Press, 1991, p. 432.
[25] Vilamitjana, D.S.i. Amorphous silicon solar cells obtained by hot-wire chemical vapour deposition. 2004, 220 p. Tese de Doutorado. Universidade de Barcelona. Barcelona . 2004. [26] PANKOVE J.I., CARLSON D.E. Appl. Phys, N. 31 (7), p. 450, 1977.
[27] STAEBLER D.L., WRONSKI C.R. , Appl. Phys. Lett. 31 292, 1977.
[28] Y. VESCHETTI; J.C. MULLER, J.R. DAMON-LACOSTE CABARROCAS, A.S. GUDOVSKIKH, J.P. KLEIDER, P.J. RIBEYRON AND E. ROLLAND. Optimization of amorphous and polymorphous thin silicon layers for the formation of the front-side of heterojunction solar cells on p-type crystalline silicon substrates. Thin Solid Films, n. 511– 512, p. 543–547, 2006.
74
[29] K. YAMAMOTO, M. YOSHIMI, T. SUZUKI, T. NAKATA, T. SAWADA, A.NAKAJIMA, K. HAYASHI. Anais do 28° IEEE, New York, p. 1428–1431, 2000.
[30] Z.H. HU, X.B. LIAO, H.W. DIAO, Y. CAI, S.B. ZHANG, E. FORTUNATO. MARTINS. J. Non-Cryst. Solids, n. 352, p. 1900, 2006.
[31] J.K. RATH, R.E.I. SCHROPP. Sol. Energy Mater. Sol. Cells, n.53, p.189, 1998.
[32] WENSHENG W., XUNLEI Y. Dependence of solar cell performance on Si:H nanostructure, Applied Physics a: Materials Science & Processing v.97, n. 4, p.895-903, 2009 [33] MEIER, S. DUBAIL, R. FLUCKIGER, D. FISCHER, H. KEPPNER, A. SHAH. Intrinsic Microcrystalline silicon – A promising new thin film solar cell material. IEEE First World Conference on Photovoltaic Energy Conversion, p. 409–412, Waikoloa, USA, 1994. [34] A. MATSUDA. Formation kinetics and control of microcrystallite in c-Si:H from glow discharge plasma. Journal of Non-Crystalline Solids, v. 59-60, p. 767, 1983.
.
[35] Torres, J. MEIER, R. FL¨UCKIGER, U. KROLL, J. A. A. SELVAN, H. KEPPNER, A. SHAH,S. D. LITTELWOOD, I. E. KELLY, P. GIANNOULES. Device grade microcrystalline silicon owing to reduced oxygen contamination. Applied Physics Letters, v. 69,n. 10, p. 1373–1375, 1996.
[36] RICKERBY, D.S. MATTHEWS, A. Advanced Surface Coatings: a Handbook of Surface Engineering, New York, Chapman and Hall, 1991, p358.
[37] CHUN-YU LIN A, YEAN-KUEN FANG A, SHIH-FANG CHENA, PING-CHANG LIN A,CHUN-SHENG LIN A, TSE-HENG CHOUA, JENN SHYONG HWANG B, KUANG I. LIN . Growth of nanocrystalline silicon thin film with layer-by-layer technique for fast photo-detecting applications. Materials Science and Engineering, V. 127, n. 2-3, p 251- 254, 2006.
75
[38] N. BECK, J. MEIER, J. FRIC, Z. REMES, A. PORUBA, R. FLUCKIGER, J. POHL, A. SHAH, M. VANECEK. Enhanced optical absorption in microcrystalline silicon. Journal of Non-Crystalline Solids, v. 198-200, p. 903–906, 1996.
[39] TAUC J., Amorphous and Liquid Semiconductors., London, Plenum Press 1974. p.441.
[40] BAOJIE YAN; GUOZHEN YUE; SIVEC, L.; CHUN-SHENG JIANG; YANFA YAN;
ALBERI, K.; YANG, J.; GUHA, S.. On the bandgap of hydrogenated nanocrystalline silicon
thin films. Photovoltaic Specialists Conference (PVSC) 35° IEEE, Honolulu 2010.
[41] JACKSON W.B, AMER N.M. Direct measurement of gap-state absorption in hydrogenated amorphous silicon by photothermal deflection spectroscopy. Phys. Rev. n 25, p.5559–5562, 1982.
[42] CURTINS H., VEPREK S. Solid State Communications. V.57 (4), p. 215, 1986.
[43] SCHROPP R.E.I., ZEMAN M. Amorphous and Microcrystalline Silicon Solar Cells: Modeling, Materials and Device Technology, 1998, Academic Publishers. p.232.
[44] SMITH Z.E., WAGNER S., Phys. Rev. Lett. N.59 (6) p.688 ,1987.
[45] MAHAN A.H., CARAPELLA J., NELSON B.P., CRANDALL R.S., BALBERG I. Journal. Appl. Phys, n.69, p.6728, 1991.
[46] VAN VEEN M.K., PhD Thesis, Universities Utrecht, 2003.
[47] U.KROLL, J.MEIER, P.TORRES, A.SHAH, J.POHL. From amorphous to microcrystalline silicon films prepared by hydrogen dilution using the VHF (70 MHz) GD technique. Journal of Non-Crystalline Solids, v. 227-230, n. 1-3, p. 68–72, 1998.
[48] GOLDIE, D.M. Quantitative hydrogen measurements in PECVD and HWCVD, Journal of Materials Science, V.41, n 16, p.5287-5291,2006.
76
[49] SALEH, R., L. MUNISA, e W. BEYER. The Infrared Absorption Strength of Si-H Stretching and Wagging Modes of the Amorphous Silicon Carbon (a-SiC:H) Films Produced by DC Sputtering Methods. Physics Journal of the Indonesian Physical Society, n. 0210-1, 2002.
[50] SMETS, ARNO H. M. Growth Related Material Properties of Hydrogenated Amorphous Silicon. 2002. 168f. Tese de doutorado, Eindhoven University of Technology, Eindhoven, 2002.
[51] E. BUSTARRET AND M. A. HACHICHA. Experimental Determination of Nanocrystalline Volume Fraction in Silicon Thin Films from Raman Spectroscopy. Appl.Phys. Lett. 52, p.1675-1677, 1988.
[52] MD.N. ISLAM AND SATYENDRA KUMAR. Influence of crystallite size distribution on the micro-Raman analysis of porous Si. Applied Physics Letters V. 78, N.6, 2001.
[53] H. RICHTER, Z. P. WANG, AND L. LEY. Solid State Commun, n.39, p.625, 1981. [54]. H. CAMPBELL AND P. M. FAUCHET. Solid State Commun, n.58, p.739 ,1986. [55] Z. IQBAL AND S. VEPREK. J. Phys, n. 15, p.377 ,1982.
[56] Y. A. PASEP, M. T. O. SILVA, J. C. GALZERANI, N. T. MOSHEGORE, AND P. BASMAJI. Phys. Rev. B, n.58, p. 683 ,1998.
[57] ERIK V. JOHNSON Æ, NAZIR P. KHERANI, STEFAN ZUKOTYNSKI. Raman scattering characterization of SF-PECVD-grown hydrogenated microcrystalline silicon thin films using growth surface electrical bias. J Mater Sci: Mater Electron, n17, p.801–813, 2006. [58] D. HAN, J.D. LORENTZEN, J. WEINBERG-WOLF, L.E.MCNEIL, Q. WANG. Raman Study of Thin Films of Amorphous-to-Microcrystalline Silicon Prepared by Hot-Wire Chemical Vapor Deposition. Appl. Phys, n.94, p. 2930-2936, 2003.
77
[59] AKIHISA MATSUDA. Growth mechanism of microcrystalline silicon obtained from reactive plasmas. Thin Solid Films, v. 337, n. 1-2, p. 1-6, 1999.
[60] A. FONTCUBERTA, I. MORRAL. , J. BERTOMEU, P. ROCA I. CABARROCAS. The role of hydrogen in the formation of microcrystalline silicon. Materials Science and Engineering: B, V. 69, N. 70, p. 559-563(5), 2000.
[61] A.V. SHAH, J. MEIER, E. VALLAT-SAUVAIN, N. WYRSCH, U. KROLL, C. DROZ, U. Material and solar cell research in microcrystalline silicon. Solar Energy Materials and Solar Cells, v. 78, p.469-491, 2003.
[62] D. KAPLAN, N. SOL, AND G. VELASCO. THOMAS. Hydrogenation of evaporated amorphous silicon films by plasma treatment. Applied Physics Letter, v.33, p.440-442, 1978. [63] OHRING, M. The Materials Science of the Thin Films, Stevens Institute of Technology, Department of Materials Science and Engineering, Hoboken, New Jersey, Academic Press, 1992. 794 p.
[64] N.MATSUKI, S. SHIMIZU, M. KONDO, A. MATSUDA. Unusual hydrogen distribution and its change in hydrogenated amorphous silicon prepared using bias electric- field molecular beam deposition .Applied Physics Letters n.89, v. 011909, 2006.
[65] J. C. ANDERSON, S. BISWAS, H. GUOS. Properties of hydrogenated amorphous silicon prepared by biased activated reactive evaporation. J. Appl. Phys. n. 61, v. 604, 1987. [66] Y. FRANGHIADAKIS, P. TZANETAKIS. Hydrogen dissociation and incorporation into amorphous silicon produced by electron beam evaporation. Journal of the Physical Sciences, V. 5(6), p. 675-682, 1989.
[67] N.F. MOTT, E.A. DAVIS. Electronic Processes in Non-Crystalline Solids. 2°ed., Clarendon, Oxford, 1979. p. 604.
78
[68] SONG H.BRAM H. , D. INNS, IAN. C, A. G. ABERLE. Crystal quality improvement of solid-phase crystallized evaporated silicon films by n-situ densification. Solar Energy Materials & Solar Cells n.93, p.1116–1119, 2009.
[69] R. N. KRÉ1, M. L. MOUSSÉ, Y. TCHÉTCHÉ, F. X. D. BOUO BELLA, B. AKA, P. A. THOMAS. Optical absorption of the hydrogenated evaporated amorphous silicon. International Journal of the Physical Sciences V. 5(6), p. 675-682, 2010.
[70] CHERFI, R; ABDELMOUMENE, A; KECHOUANE, M; RAHAL, A. AND BRAHIM, M.Physica Status Solid V. 206, n. 7, p. 1504–1509, 2009.
.
9 PUBLICAÇÕES DO AUTOR RELACIONADAS
MIRANDA, D. O. ; Thiago ; SANTANA, R. J. ; GUIMARAES, G. R. ; Karger (E. R.S.) ; DINIZ, Antônia Sônia Alves Cardoso ; BRANCO, J. R. T. . mc-Si THIN FILMS BY HYDROGEN PLASMA ASSISTED VACUUM EVAPORATION. In: 35th IEEE Photovoltaic Specialists Conference - PVSC, 2010, Honolulu. HI. Photovoltaic Specialists Conference. Honolulu : 35th IEEE, 2010. p. 003706-003708.
FALCAO, V.D. ; MIRANDA, D. O. ; SABINO, M. E. L. ; MOURA, T. D. O. ; DINIZ, Antônia Sônia Alves Cardoso ; CRUZ, L. R. ; BRANCO, J. R. T. . Comparative study of ZnO thin films prepared by plasma deposition and electron beam evaporation for use in photovoltaic devices. Progress in Photovoltaics (Print) , v. 19, p. 149-154, 2011
MIRANDA, D.O. MOURA, T.D.O., LATINI, P. Z., MORAES, E.N., BORBA, E.C. DINIZ, A.S.A.C. BRANCO, J.R.T. Monitoramento do processo de deposição de filmes finos de a- Si:H a partir de clorosilano. XXX CBRAVIC 2009
MIRANDA, D. O. ; FALCAO, V. D. ; MOURA, T. D. O. ; GERRA, C. P. ; SABINO, M. E. L. ; Branco, J. R. T. Produção e caracterização de ZnO:Al por co-sputtering. In: 18º CBECiMat., 2008, Porto de Galinhas - PE.
79
SANTANA, R. J. ; BARBABELLA, G. ; MOURA, T. D. O. ; MIRANDA, D. O. ; RAMANERY, F. ; GERRA, C. P. ; Branco, J. R. T. Diagnóstico de plasma por sonda eletrostática na produção de heterojunção ZnO/Si. In: XXIX CBRAVIC - 2008, Joinville – SC, v. Único. p. 102-102.
MIRANDA, D. O. ; GERRA, C. P. ; MOURA, T. D. O. ; FALCAO, V. D. ; SANTANA, R. J. ; RAMANERY, F. ; Branco, J. R. T. . Preparo e caracterização de Heterojunções de Silício Cristalino/ZnO para fins fotovoltaicos. In: XXIX CBRAVIC - 2008, Joinville – SC, v. Único. p. 135-135.
MOURA, T. D. O. ; MIRANDA, D. O. ; FALCAO, V. D. ; GERRA, C. P. ; Branco, J. R. T. . Espectroscopia de emissão óptica aplicada ao processo de sputtering para formaçção de filme fino de ZnO:Al. In: XXIX CBRAVIC - 2008, Joinville – SC, v. Único. p. 104-104.
MIRANDA, Diego O., MOURA, T. D. de O., LATINI, P. Z., MORAES, E. N., BORBA, E. C., DINIZ, A. S. A. C. e BRANCO, J. R. T. MONITORAMENTO DO PROCESSO DE DEPOSIÇÃO DE FILMES FINOS DE a-Si:H A PARTIR DE CLOROSILANO. XXX CBRAVIC – Hotel Leão da Montanha, Campos do Jordão, SP, 13 a 16 de setembro de 2009 Falcão, V. D. ; MIRANDA, D. O. ; SABINO, M. E. L. ; MOURA, T. D. O. ; Diniz, A. S. A. C ; Cruz, L. R. ; Branco, J. R. T. . Comparative study of ZnO thin films prepared by plasma deposition and electron beam evaporation for use in photovoltaic devices. Progress in Photovoltaics , p. n/a-n/a, 2010.
MIRANDA, D. O. ; MOURA, T. D. O. ; SANTANA, R. J. ; GUIMARAES, G. R. ; KARGER, E. R. S. ; DINIZ, A. S. A. C. ; Branco, J. R. T. . mc-Si THIN FILMS BY HYDROGEN PLASMA ASSISTED VACUUM EVAPORATION. In: 35th IEEE Photovoltaic Specialists Conference - PVSC, 2010, Honolulu, HI., 2010. p. 003706-003708. NUNES, M. C. ; MOURA, T. D. O. ; JOTA, F. G. ; Branco, J. R. T. . UTILIZAÇÃO DA ESPECTROSCOPIA DE EMISSÃO ÓTICA PARA O CONTROLE AUTOMÁTICO DE PLASMA EMPROCESSOS DE DEPOSIÇÃO FÍSICA DE VAPORES. In: Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais CBECiMat, 2010, Campos do Jordão.
80
MOURA, T. D. O. ; MIRANDA, D. O. ; SANTANA, R. J. ; GUIMARAES, G. R. ; BORBA, E. C. ; Branco, J. R. T. . ESTUDO DA EMISSÃO ÓPTICA DO PLASMA EM SISTEMA DE DEPOSIÇÃO FÍSICA DE VAPORES COMO INDICADOR DE QUALIDADE PARA PRODUÇÃO DE a-Si:H. In: Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais CBECiMat, 2010, Campos do Jordão..