Propriétés électriques et optiques des films épitaxiaux SrSnO3 dopés au Nb déposés par dépôt laser pulsé

Contexte

Les oxydes conducteurs transparents (TCO) sont des matériaux extraordinaires qui ont à la fois une faible résistivité électrique et une transparence optique élevée. La combinaison de ces deux caractéristiques importantes fait du TCO des matériaux clés pour de larges applications dans les dispositifs optoélectroniques, tels que le pn jonctions, transistors à effet de champ et cellules solaires [1,2,3,4,5,6,7]. En tant que matériau TCO typique, In₂ dopé au Sn O₃ a été largement utilisé en raison de sa transmittance élevée de plus de 90 % dans la région spectrale visible et de son excellente conductivité de 1 × 10 ⁴ S/cm [8]. Autres TCO bien connus, y compris le ZnO dopé à l'Al [9, 10] et le SnO dopé au Sb₂ [11], sont également intéressants. Ces caractéristiques conductrices plutôt performantes sont corrélées à la structure électronique particulière, dans laquelle la bande de conduction est constituée de s métalliques délocalisés orbitales, conduisant à une faible masse effective d'électrons et à une dispersion élevée. Dans un matériau donné, une faible masse effective et une dispersion élevée peuvent entraîner une conductivité électrique élevée. Cependant, ces oxydes binaires ont leurs propres limites telles que l'instabilité thermique et chimique, qui vont engendrer des problèmes de dégradation pour le fonctionnement des applications électroniques d'oxydes. Par conséquent, il y a beaucoup d'efforts pour trouver des matériaux alternatifs avec des performances satisfaisantes pour compenser les faiblesses des oxydes binaires. Il a été découvert que les matériaux à structure pérovskite présentent des propriétés physiques exceptionnelles, telles que la supraconductivité [12], la multiferroïcité [13] et la magnétorésistance colossale [14]. Par rapport aux TCO binaires conventionnels, ils présentent une meilleure stabilité structurelle et peuvent être plus flexibles dans la modification chimique, ce qui peut améliorer leurs propriétés physiques ou contribuer à la réalisation des nouvelles fonctionnalités.

Stannates alcalino-terreux A SnO₃ (Un =Ca, Sr et Ba) sont d'un grand intérêt en raison de leurs propriétés diélectriques intrigantes et de leurs applications telles que les condensateurs thermiquement stables [15,16,17]. Récemment, ces pérovskites ont également reçu une attention considérable en tant que nouveaux films TCO basés sur les caractéristiques uniques de transparence optique élevée et de mobilité élevée des porteurs [18,19,20,21,22]. Leurs bandes de valence sont principalement constituées de O 2p les orbitales et les bandes de conduction sont largement contribuées par Sn 5s orbitales situées au-dessus du niveau de Fermi, créant de larges bandes interdites [23]. Les petites masses effectives d'électrons, donc, une bonne conductivité électrique de A SnO₃ peut être attribué à la grande taille de Sn qui donne à la bande de conduction un bord avec des s anti-collants caractères [23]. Parmi A SnO₃ , SrSnO₃ (SSO) présente le comportement des semi-conducteurs avec une bande interdite de 4,1 eV et a une structure orthorhombique avec les constantes de réseau de a =5.708 Å, b =5.703 Å, et c =8,065 Å [24]. Les films SSO purs ne sont pas conducteurs. Pour améliorer encore la conductivité des films SSO, de nombreux éléments ont été choisis pour doper les films SSO afin de générer des porteurs en remplaçant le site A ou le site B, tels que La pour les sites Sr [25], et Ta pour les sites Sn [26]. La sélection d'un élément dopant approprié et d'une concentration de dopant appropriée est cruciale pour obtenir des films TCO haute performance, ainsi que des conditions de croissance optimisées. L'élément Nb est souvent adopté pour remplacer partiellement les films TCO, car davantage de porteurs ont tendance à se générer dans le système matériel bénéficiant de l'état de valence élevé Nb ⁵⁺ cations. En effet, la forte densité de porteurs créée par l'introduction d'ions Nb a été démontrée selon les résultats des calculs expérimentaux et du premier principe. Par exemple, TiO₂ dopé Nb les films présentaient une résistivité à température ambiante aussi faible que 2 × 10 ⁻⁴ Ωcm [27], et les films de ZnO dopé au Nb ont montré la plus faible résistivité de 8,95 × 10 ⁻⁴ cm [28]. Du point de vue de la physique intrinsèque et de la science fondamentale, les donneurs de Nb donneront un électron à la bande de conduction de SSO car les ions Sn sont remplacés par Nb en raison des rayons ioniques similaires de Nb ⁵⁺ (0.64 Å) et Sn ⁴⁺ (0.69 Å), et se traduira par une conductivité améliorée dans les films SSO dopés aux électrons. D'autre part, les propriétés physiques des films TCO peuvent également être ajustées sous différentes pressions et températures d'oxygène de dépôt pendant la croissance du film. Performances de transport de BaSnO₃ (BSO) [29], LaNiO₃ [30], et SrTiO₃ films [31], et le comportement magnétique des films de ZnO dopé au Gd [32, 33] ont été précédemment rapportés comme étant sensibles à la pression d'oxygène. Les films SSO dopés La et les films BSO dopés Nd ont également montré une corrélation remarquable entre les propriétés électriques et la température de dépôt [20, 34]. Pour mieux contrôler les performances physiques et obtenir des films minces de haute qualité pour l'investigation, il est très important d'étudier les impacts de ces conditions de dépôt clés sur les films minces. Cependant, les rapports précédents sont très limités sur les effets de la pression d'oxygène et de la température du substrat sur les propriétés structurelles, optiques et électriques des films minces SSO. Par conséquent, nous nous concentrons sur cet aspect de ce travail. Une série de films SSO dopés au Nb ont été fabriqués par dépôt laser pulsé (PLD). Pour éviter d'influencer les mesures de transmittance des films, le LaAlO₃ des substrats monocristallins avec une large bande interdite de 5,5 eV ont été utilisés pour déposer les films minces. La pression d'oxygène pendant la croissance varie de 1 × 10 ⁻³ à 20 Pa et la température du substrat de 660 à 820 °C. La structure, les propriétés électriques et optiques des films ont été étudiées en détail.

Méthodes

Sr(Sn_0.95 Nb_0,05 )O₃ La cible (SSNO) a été fabriquée par des réactions à l'état solide en utilisant du SrCO₃ de haute pureté , SnO₂ , et Nb₂ O₅ comme matières premières avec la température de frittage finale maintenue à 1520 °C pendant 10 h. Deux groupes de films minces épitaxiés SSNO (A et B) ont été cultivés sur LaAlO₃ (001) [LAO(001)] substrats par PLD utilisant un laser excimer KrF de 248  nm pour enlever la cible SSNO avec un taux de répétition de 3 Hz. La densité d'énergie laser sur la surface rotative de la cible était d'environ 1,8 J/cm ² , et la distance substrat-cible a été maintenue à 55 mm. Des échantillons du groupe A ont d'abord été préparés pour optimiser la résistivité avec une pression d'oxygène variable de 1 × 10 ⁻³ à 20 Pa tout en maintenant la température du substrat constante à 780 °C. Sur la base de la pression d'oxygène optimisée, les films du groupe B ont ensuite été déposés à différentes températures de substrat entre 660 et 820°C pour explorer davantage les conditions de croissance optimales. Avant de faire circuler de l'oxygène pur, la pression de base de la chambre était de 1 × 10 ⁻⁴ Pa. Après dépôt, tous les films ont été recuits in situ pendant 15 min avant d'être refroidis dans la même ambiance d'oxygène. Les structures du film ont été caractérisées en utilisant la diffraction des rayons X (XRD) à haute résolution du diffractomètre Empyrean PANalytical avec un Cu Kα ₁ source (λ =1,5406 Å). Diffraction dans le plan et hors plan 2θ -ω scans et φ des scans ont été effectués pour déterminer la croissance épitaxiale. ω des analyses ont été effectuées pour confirmer la cristallinité des films, et des cartographies spatiales réciproques (RSM) ont été utilisées pour étudier l'état de contrainte. Les taux de croissance des films ont été estimés en utilisant la réflectivité des rayons X, et l'épaisseur de chaque film déposé a été contrôlée à 230  nm. La spectroscopie photoélectronique aux rayons X (XPS, Thermo, escalab 250XI) a été utilisée pour analyser les états de valence des éléments. Les mesures à effet Hall ont été effectuées en utilisant la géométrie de van der Pauw sur un système Ecopia HMS-3000 à température ambiante. Des courbes de la dépendance à la température de la résistivité pour les films ont été obtenues dans la plage de températures de 300 à 30 K en utilisant la méthode standard à quatre bornes avec un compteur source Keithley 2400. La transmittance optique dans la gamme de longueurs d'onde de 200 à 1800  nm a été mesurée par spectromètre UV-vis (Lambda 950, Perkin Elmer, USA).

Résultats et discussion

Les figures 1a et b montrent les 2θ -ω balayages linéaires des films SSNO avec diverses pressions d'oxygène développées sur des substrats monocristallins LAO(001) le long des orientations (002) et (101), respectivement. Avec la température du substrat maintenue à 780 °C, les films du groupe A ont été fabriqués sous 1 × 10 ⁻³ , 0,03, 0,2, 5 et 20 Pa, comme indiqué. Seuls les pics de réflexion (002) et (101) peuvent être observés, indiquant qu'il n'y a pas d'autre phase d'impureté dans les films. Cela peut être encore prouvé par le XRD 2θ à large portée -ω scan du film préparé à 20 Pa et 780 °C, en tant que représentant comme le montre la figure S1. Pour étudier l'effet des dopants Nb sur les propriétés structurelles, le résultat XRD du film SSO avec la même condition de croissance est également présenté sur la figure S1. On observe que le (00 l ) les pics du film SSNO se déplacent vers des niveaux supérieurs 2θ angles par rapport à ceux du film SSO, ce qui peut être attribué à la différence des rayons ioniques de Nb ⁵⁺ (0.64 Å) et Sn ⁴⁺ (0.69 Å). Avec une diminution de la pression d'oxygène de dépôt dans le groupe A, les pics de diffraction se déplacent vers le bas 2θ angles progressivement, donnant une augmentation des paramètres du réseau et du volume des cellules. La figure 1c présente les courbes d'oscillation tirées des pics (002) des films SSNO du groupe A. La pleine largeur à mi-hauteur (FWHM) en fonction de la pression d'oxygène est indiquée dans l'encart de la figure 1c. Lorsque la pression d'oxygène augmente de 1 × 10 ⁻³ à 20 Pa, la valeur FWHM diminue de 1,08° à 0,17°, indiquant que le film préparé à 20 Pa possède la cristallinité la plus élevée. On remarque que plus d'oxygène est bénéfique pour la nucléation, la cristallisation et la croissance des films SSNO. Un phénomène similaire a été rapporté dans les films SSO déficients en oxygène et les films ZnO [35, 36]. Les figures 1d et e représentent les films SSNO du groupe B orientés le long des réflexions (002) et (101) sans autres phases. Ces échantillons ont été déposés à 0,2 Pa avec des températures de substrat de 660, 700, 740, 780 et 820°C. XRD φ des analyses ont été effectuées pour étudier l'orientation dans le plan des films SSNO en ce qui concerne les substrats LAO en définissant les plans de diffraction comme ψ =45°. Comme le montre la figure 1f, les pics de réflexion quadruples du film fabriqué à 780 °C et 0,2 Pa avec un intervalle de 90 ° entre deux pics adjacents se produisent au même angle que celui du substrat LAO, indiquant que les films SSNO ont été épitaxiés. sur des substrats LAO(001) avec une orientation cube sur cube.

XRD 2θ -ω scanner les motifs des films SSNO sur des substrats LAO(001) le long de a (002) et b (101) orientations avec différentes pressions d'oxygène. c XRD ω -courbes d'oscillation prises sur les (002) pics des films. L'encart montre les résultats FWHM en faisant varier la pression d'oxygène de 1 × 10 ⁻³ à 20 Pa. d et e sont les 2θ -ω des balayages des films avec diverses températures de substrat le long des plans (002) et (101), respectivement. f φ scans du film SSNO déposé à 0.2 Pa et 780 °C et substrat LAO autour (101) réflexions

Les paramètres de réseau dans le plan et hors du plan pour les films déposés sous diverses pressions d'oxygène peuvent être calculés à l'aide des pics de diffraction (002) et (101) des figures 1a et b. Comme le montre la figure 2a, le volume de la cellule et les paramètres du réseau présentent la même tendance à la baisse avec l'augmentation de la pression d'oxygène de 1 × 10 ⁻³ à 20 Pa. Les valeurs calculées des trois paramètres pour ces échantillons déposés sont présentées dans le tableau 1. La variation des constantes de réseau avec la pression d'oxygène de dépôt a également été observée dans d'autres films de pérovskite déficients en oxygène [29, 35] et il peut être attribué à l'existence de lacunes en oxygène. En effet, il existe une forte répulsion coulombienne entre les cations A et B (Sr et Sn ou Nb dans ce cas), et cette interaction sera renforcée par une forte densité de lacunes d'oxygène chargées positivement [29, 37]. Avec la diminution de la pression d'oxygène de dépôt, les constantes de réseau dans le plan varient moins que les constantes de réseau hors du plan, ce qui est lié au processus de croissance des films. Un phénomène similaire peut également être trouvé dans les films BSO déficients en oxygène [29]. La figure 2b montre les résultats RSM de la réflexion asymétrique (\( \overline{1} \)03) obtenus à partir des films avec diverses pressions d'oxygène. Seuls les points de diffraction des films SSNO et des substrats LAO peuvent être observés. On peut clairement voir que les films sont presque complètement relâchés en raison du décalage de réseau considérable entre le film et le substrat. Les valeurs de discordance de réseau sont évaluées à 7,04, 7,07, 7,12, 7,13, 7,15 % avec une pression d'oxygène variant de 20 à 1 × 10 ⁻³ Pa. Pendant ce temps, une plus grande distance entre les taches du film et le substrat est obtenue, ce qui implique l'élargissement des paramètres de maille pour les films SSNO. De plus, en abaissant la pression d'oxygène, le spot de réflexion du film SSNO devient dispersif et plus faible en intensité, ce qui est en bon accord avec les résultats collectés par XRD ω -courbes oscillantes mentionnées ci-dessus. Les constantes de réseau a , b , et c des films SSNO ou des substrats LAO peuvent également être estimés à l'aide du Q _x ^* et Q _y ^* valeurs (a =b =−λ/ 2Q _x ^* et c = 3λ/ 2Q _y ^* ). On constate que les constantes de réseau calculées à partir des RSM sont cohérentes avec celles du 2θ -ω balayages linéaires. Les résultats RSM sur le plan (\( \overline{1} \)03) des films déposés à 0,2 Pa avec différentes températures de substrat sont également présentés sur la figure S2. Des taches de film sont observées à presque les mêmes positions, indiquant les paramètres de réseau similaires de ces films.

un Variations des paramètres de réseau dans le plan et hors du plan et du volume cellulaire avec une pression d'oxygène croissante de 1 × 10 ⁻³ à 20 Pa. b RSM XRD sur (1̅03) réflexion collectée à partir des hétérostructures SSNO/LAO

Comme le montre la figure 3, XPS a été utilisé pour étudier les états de valence des éléments chimiques pour les films cultivés à 780°C sous différentes pressions d'oxygène. Toutes les énergies de liaison ont été corrigées en calibrant les C 1s pic à 284,6  eV. La figure 3a représente un doublet de Sr 3d spectres avec une séparation de pic de 1,8 eV pour tous les échantillons étudiés. Les énergies de liaison de 135,05 ± 0,10 eV et 133,25 ± 0,10 eV peuvent être attribuées à Sr 3d _3/2 et Sr 3d _5/2 lignes, respectivement, indiquant le Sr ²⁺ ions dans les films déposés [38]. Les données XPS de Sn 3d états est illustré à la figure 3b. Sur la base de la base de données NIST, les énergies de liaison de Sn 3d _5/2 dans Sn ⁰ , Sn ²⁺ , et Sn ⁴⁺ les états sont situés approximativement à 485,0, 485,9 et 486,6 eV, respectivement. Pour les échantillons préparés sous 20, 5 et 0,2 Pa, les deux raies de Sn 3d _3/2 et Sn 3d _5/2 se trouvent à 494,68 et 486,27  eV avec une division spin-orbite de 8,4  eV, suggérant que seul le Sn ⁴⁺ l'état dans ces films. Cependant, avec une pression d'oxygène décroissante à 1 × 10 ⁻³ Pa, le Sn 3d les pics se déplacent légèrement vers une énergie de liaison inférieure avec les positions à 494,59 et 486,18  eV, révélant la conversion partielle de Sn ⁴⁺ à Sn ²⁺ . Ce résultat permet également d'expliquer le changement significatif des constantes de réseau de l'échantillon comme le rayon ionique de Sn ²⁺ (1.12 Å) est plus grand que Sn ⁴⁺ (0.69 Å), par conséquent, un effet de promotion sur l'agrandissement du réseau. Un phénomène similaire de transition de valence dans Sn peut également être observé dans les films SSO dopés Ta [26] et les films BSO dopés La [39]. La figure 3c montre le Nb 3d les spectres avec un doublet correspondent aux transitions de Nb 3d _3/2 et Nb 3d _5/2 séparés par 2,7 eV. On peut voir que les énergies de liaison du Nb 3d _3/2 et Nb 3d _5/2 apparaissent à environ 210,10 et 207,40 eV pour les échantillons à 0,2-20 Pa, tout en diminuant à 209,77 et 207,07 eV pour 1 × 10 ⁻³ Pa. Ce résultat confirme que les ions Nb sont présentés à l'état +5 dans les films SSNO [40,41,42]. La légère diminution des énergies de liaison du Nb 3d signal pour l'échantillon préparé sous un vide poussé peut être dû aux changements dans l'environnement chimique autour des ions Nb. La figure 3d décrit les O 1s asymétriques signaux des films SSNO. Toutes les données peuvent être divisées en trois courbes mixtes utilisant la fonction gaussienne-lorentzienne. Un pic situé à l'énergie de liaison la plus basse de 529,94 ± 0,15 eV correspond à l'oxygène du réseau, tandis que les deux autres pics avec des énergies de liaison plus élevées de 531,48 ± 0,15 eV et 532,50 ± 0,15 eV sont corrélés avec O ²⁻ les ions situés dans les régions de lacune d'oxygène et l'oxygène faiblement lié, respectivement [29, 43]. Les zones intégrées sous les pics d'énergie de liaison faible, moyen et élevé sont désignées par O_A , O_B , et O_C . Ensuite, la concentration relative de manque d'oxygène pour chaque film est quantifiée en calculant [O_B /(O_A + O_B )]. Les valeurs de ce rapport tirées des données de la figure 3d sont de 47,5, 19,8, 16,0 et 15,1 % avec une pression d'oxygène croissante de 1 × 10 ⁻³ à 20 Pa, suggérant que la concentration des lacunes d'oxygène augmente progressivement avec l'abaissement de la pression d'oxygène dans les films SSNO.

Spectres XPS de (a ) Sr 3d , (b ) Sn 3d , (c ) Nb 3d , et (d ) O 1s obtenu à partir des films SSNO avec différentes pressions d'oxygène

Pour comprendre les effets de la pression d'oxygène et de la température de dépôt sur les propriétés de transport des films SSNO, les mesures à effet Hall ont été effectuées pour déterminer la concentration en porteurs (n ), Mobilité Hall (μ ), et la résistivité électrique (ρ ) à température ambiante comme le montre la Fig. 4. L'échantillon à 1 × 10 ⁻³ Pa a été mesuré pour avoir une résistivité élevée de ~ 100 MΩ (non illustré), et les autres films ont tous présenté n -type conduction. Comme le montre la figure 4a, la concentration en porteurs augmente jusqu'à 6,03 × 10 ¹⁹ /cm ³ avec abaissement de la pression d'oxygène de 20 à 0,2  Pa. Les électrons, en tant que principaux porteurs de charge dans les films SSNO, sont produits par l'ionisation à la fois des lacunes d'oxygène et du remplacement des sites Sn par du Nb. La concentration en Nb peut être estimée à partir des mesures XPS en comparant les aires sous le Nb 3d et Sn 3d pics et correction avec les facteurs de sensibilité. Les rapports atomiques de Nb/(Sn + Nb) sont calculés comme étant de 0,061, 0,064 et 0,071 pour les films cultivés sous 0,2, 5 et 20  Pa, respectivement. Cette augmentation de la concentration de dopant avec l'augmentation de la pression d'oxygène peut également être trouvée dans les films minces de ZnO dopé au Gd [44]. Les concentrations de Nb calculées sont légèrement supérieures au contenu de dopage nominal dans les films SSNO, ce qui peut être dû à l'analyse XPS semi-quantitative. D'autre part, avec une pression d'oxygène décroissante jusqu'à 0,2 Pa, la concentration relative d'oxygène manquant augmente progressivement, comme le prouvent les résultats XPS. Par conséquent, plus de porteurs donnés par l'augmentation du nombre de postes vacants en oxygène, ainsi que la variation de la concentration de dopage peuvent expliquer la cause d'une concentration plus élevée de porteurs. Il convient de noter que le décalage de la position du pic des pics (002) avec la variation de la pression d'oxygène peut également être lié à la déviation de la concentration de dopant. La mobilité des électrons varie avec la même tendance de concentration de porteurs, présentant une valeur maximale de 3,31 cm ² /Vs à 0,2 Pa. La diminution de la mobilité avec l'augmentation de la pression d'oxygène provient du déplacement du niveau de Fermi vers le centre de l'intervalle, conduisant à une plus grande efficacité des centres de diffusion situés en dessous du bord de la bande de conduction [45]. En considération de la relation de ρ =1/neμ (où e est la charge électronique), la plus faible résistivité à température ambiante de 31,3 mΩcm observée à 0,2 Pa est le résultat de la plus grande concentration de porteurs et de la mobilité électronique à cette pression d'oxygène de dépôt. Cependant, avec une pression d'oxygène décroissante à 0,03 Pa, puis à 1 × 10 ⁻³ Pa, des défauts d'oxygène considérables sont générés dans les films SSNO, qui possèdent une structure désordonnée, une mauvaise cristallinité (voir encadré de la figure 1c) qui favorisent la localisation des électrons [46]. De plus, l'analyse XPS indique la disproportion de charge de Sn ²⁺ et Sn ⁴⁺ dans l'échantillon à 1 × 10 ⁻³ Pa, ce qui bloquera davantage l'augmentation de la concentration en porteurs et supprimera la conductivité électrique [41]. Par conséquent, la dégradation significative des performances de transport est obtenue à partir de l'échantillon à 1 × 10 ⁻³ Pa. Une tendance à la variation similaire a également été observée dans les films ZnO [47] et les films BSO [48]. De plus, avec la pression d'oxygène de dépôt fixée à 0,2 Pa, la dépendance des performances conductrices des films sur la température du substrat a été étudiée comme présenté sur la figure 4b. De toute évidence, la densité de porteurs augmente initialement progressivement à mesure que la température augmente de 660 à 780 °C, et la valeur maximale est atteinte pour l'échantillon déposé à 780 °C avec une valeur de 6,03 × 10 ¹⁹ /cm ³ . La résistivité présente une tendance opposée à la concentration en porteurs, indiquant que la conductivité électrique de ces films est largement déterminée par la concentration en porteurs. La plus faible résistivité à température ambiante de 31,3 mΩcm est obtenue à 780 °C. On observe que la mobilité de Hall a presque la même relation dépôt-température avec la résistivité. Par conséquent, il s'avère que la conductivité des films SSNO peut également être ajustée par la température du substrat.

Résistivité, concentration de porteurs et mobilité des films SSNO en fonction de (a ) pression d'oxygène de 20 à 0,03 Pa et (b ) température du substrat de 660 à 820°C mesurée à température ambiante

Les figures 5a et b montrent les courbes de résistivité dépendantes de la température pour les films SSNO cultivés dans différentes conditions dans la plage de température de 30 à 300  K. Pour le film déposé à 0,03  Pa, la résistivité augmente avec la diminution de la température (dρ /dT <0), qui est la caractéristique d'un comportement semi-conducteur. Pour comprendre le mécanisme conducteur, une analyse détaillée de la résistivité dépendant de la température a été réalisée. Comme le montre l'encadré inférieur de la figure 5a, il existe une relation linéaire entre Inρ et T ^−1/4 , suggérant que le saut à distance variable est le mécanisme de conduction dominant [49]. On peut remarquer que seul le film déposé à 0,2 Pa avec la température du substrat de 780 ° C présente une transition métal-semiconducteur (MST) à 157 K. Le comportement métallique au-dessus de la température MST peut être attribué à la formation d'une bande dégénérée due à la grande densité de porteurs introduits dans le système, tandis que le comportement semi-conducteur à plus basse température peut s'expliquer par la localisation des électrons par désordre [50, 51]. Un comportement MST similaire peut également être trouvé dans les films SSO dopés au Ta [26] et les films BSO déficients en oxygène [29]. Pour une explication plus détaillée du mécanisme de transport dans ce film, un modèle de conductivité dans la matière désordonnée peut être utilisé lorsque la longueur d'onde électronique de Fermi λ _F =[2π /(3π ² n ) ^1/3 ] et le libre parcours moyen l =(h /ρun ² λ _F ) deviennent comparables [50, 52, 53]. À basse température, λ _F et l sont estimés comparables. Par conséquent, l'équation semi-classique de Boltzmann de résistivité est prise en considération pour ajuster les données expérimentales comme décrit par la relation suivante [54,55,56] :

$$ \rho (T)=\kern0.5em \frac{1}{\sigma_0+{a}_1T+{a}_2{T}^{1/2}}\kern0.75em +b{T}^2 $ $ (1)

Dépendance de la température de la résistivité pour les films SSNO cultivés à diverses pressions d'oxygène (a ) et différentes températures de substrat (b ). L'encart supérieur de a montre les résultats d'ajustement linéaire correspondants de ρ vs InT , l'encart inférieur Inρ et T ^−1/4 . L'encart de b est aussi la relation linéaire entre ρ et InT

où σ ₀ est la conductivité résiduelle, a ₁ T terme correspond à la localisation faible, et a ₂ T ^1/2 décrit le e ⁻ -e ⁻ interactions pour un film 3D. Le terme bT ² est inclus pour une description détaillée de la contribution à la diffusion à des températures plus élevées. La ligne grise foncée continue à travers les données expérimentales de la figure 5a suggère que l'équation (1) donne un excellent résultat d'ajustement de ρ (T ). Les valeurs des résultats d'ajustement sont σ ₀ =28,0 mΩ ⁻¹ cm ⁻¹ , un ₁ =−0,02 mΩ ⁻¹ cm ⁻¹ K ⁻¹ , un ₂ =0,65 mΩ ⁻¹ cm ⁻¹ K ^−1/2 , et b =9,19 × 10 ⁻⁹ mΩcmK ⁻² , respectivement. On peut conclure que les interactions électron à électron sont principalement responsables de la contribution à la résistivité à basse température comme a ₁ est beaucoup plus petit que a ₂ . Avec l'augmentation de la pression d'oxygène à 5 et 20 Pa, la valeur de résistivité des films SSNO augmente progressivement et le comportement semi-conducteur domine dans toute la plage de température mesurée. Comme le montre l'encart supérieur de la figure 5a, une relation bien linéaire de ρ -EnT des courbes des deux échantillons peuvent être observées, indiquant que le mécanisme correspondant est la localisation faible bidimensionnelle [57], qui est essentiellement causée par l'interférence quantique des électrons de conduction sur les défauts des systèmes. Compte tenu de la diffusion inélastique dans certains chemins de conduction électronique, l'effet d'interférence n'existe qu'à t <t ₁ lorsqu'un électron commence à diffuser à partir d'un certain point à t =0. Ici, t ₁ est le temps de diffusion inélastique. Les échantillons avec différentes températures de substrat de la figure 5b présentent tous un comportement de semi-conducteur dans la plage de température de 30 à 300  K. On voit clairement que la résistivité dépendante de la température diminue initialement de 660 à 780 °C, puis augmente jusqu'à 820  °C avec la pression d'oxygène fixée à 0,2  Pa. Comme indiqué dans l'encadré de la figure 5b, relation linéaire entre ρ et InT pour les échantillons à 660, 700, 740 et 820°C indique également le mécanisme de localisation faible [58, 59].

Les spectres de transmission dans la gamme de longueurs d'onde de 200-1800 nm pour les films SSNO déposés sous 1 × 10 ⁻³ -20 Pa et à 660-820°C sont représentés sur les Fig. 6a et b, respectivement. La transparence optique des films avec diverses pressions d'oxygène et températures de dépôt est supérieure à 70 % dans la gamme spectrale entre 600 et 1800  nm, bien que le substrat puisse absorber une lumière partielle. Les films présentent une transmittance élevée jusqu'au proche infrarouge, ce qui est nécessaire pour l'application du TCO dans les cellules solaires. Cette caractéristique diffère de la transmittance diminuée dans la région proche infrarouge en raison de l'absorption pour la plupart des films TCO [20, 60]. De plus, on observe également qu'ils ont les bords d'absorption fondamentaux, qui se situent dans la région proche de l'ultraviolet. On voit sur la figure 6a que les bords d'absorption des films SSNO déposés à 780 °C se déplacent vers une longueur d'onde plus courte avec une pression d'oxygène décroissante de 20 à 1 × 10 ⁻³ Pa, comme indiqué plus clairement dans l'encart. Cependant, avec la pression d'oxygène fixée à 0,2 Pa, les bords d'absorption des films cultivés à différentes températures de substrat se chevauchaient presque comme le montre la figure 6b, indiquant que la température de dépôt ne module évidemment pas les propriétés optiques des films SSNO. Les bandes interdites E _g des films peut être estimé à partir de l'équation suivante :

$$ {\left(\alpha h\nu \right)}^n=A\left( h\nu -{\mathrm{E}}_{\mathrm{g}}\right) $$ (2)

The optical transmittance of the SSNO films fabricated at (a ) different oxygen pressures and (b ) different substrate temperatures in the wavelength range of 200-1800 nm. The plots of (α h ν ) ^1/2 versus h ν and (αh ν ) ² versus h ν for the films with various oxygen pressures are shown in Fig. 6c and d, respectively. The inset in Fig. 6d shows the direct and indirect band-gap energy variations by varying oxygen pressure from 1 × 10 ⁻³ to 20 Pa

où α represents the absorption coefficient, hν is the photon energy, n =1/2 for indirect band gap and 2 for direct, A is a constant related to electron-hole mobility, and E _g is the separation between the bottom of the conduction band and the top of the valence band. Ici, α can be calculated using the relationship, α =(1/d )In(1/T ), where d stands for the film thickness and T is the transmittance. Figure 6c and d show the plots of (αhν ) ^1/2 and (αhν ) ² contre hν for the samples deposited at 780 °C with different oxygen pressures, respectively. The band gaps can be obtained by extrapolating the linear portions of the curves to α =0. Importantly, the band gap is evaluated to increase with decreasing oxygen pressure from 4.35 to 4.90 eV for the indirect gap and from 4.82 to 5.29 eV for the direct, described in the inset of Fig. 6d. With varying oxygen pressure from 20 to 0.2 Pa, the band gap widening of SSNO film with increased carrier concentration is related to the raised Fermi level in the conduction band of an n -type semiconductor, which is referred to as Burstein-Moss effect [61, 62]. As the low energy levels of conduction band were filled up by the conduction electrons, only the photons with higher energies can be absorbed, leading to an enlarged band gap [63]. For the samples deposited at lower oxygen pressures, the further increment in band gap is due to the generation of considerable oxygen vacancies in this film [35].