npsm 새물리 New Physics : Sae Mulli

pISSN 0374-4914 eISSN 2289-0041
Qrcode

Article

Research Paper

New Phys.: Sae Mulli 2022; 72: 734-741

Published online October 31, 2022 https://doi.org/10.3938/NPSM.72.734

Copyright © New Physics: Sae Mulli.

Optical Properties of Bi-doped In2O3 Films

Youngjun Son1, Sehwan Song1, Jisung Lee1,2, Hongjun Park1, Seonghoon Han1, Jiwoong Kim1*, Jong-Seong Bae3, Songkil Kim4, Sungkyun Park1†

1Department of Physics, Pusan National University, Busan 46241, Korea
2Korea Basic Science Institute, Daejeon 34133, Korea
3Busan Center, Korea Basic Science Institute, Busan 46742, Korea
4School of Mechanical Engineering, Pusan National University, Busan 46241, Korea

Correspondence to:E-mail: psk@pusan.ac.kr
*Current address: Max Planck Institute for Chemical Physics of Solids, 01187 Dresden, Germany

Received: August 22, 2022; Revised: September 5, 2022; Accepted: September 6, 2022

This is an Open Access article distributed under the terms of the Creative Commons Attribution Non-Commercial License(http://creativecommons.org/licenses/by-nc/3.0) which permits unrestricted non-commercial use, distribution, and reproduction in any medium, provided the original work is properly cited.

P-type oxides using holes as carriers exhibit a relatively low hole mobility due to the deep O 2p level; thus, their potential applications are fewer than those of n-type oxides. Recently, a DFT study has reported that Bi-doped In2O3 forms a new in-gap state near the valence band, thereby lowering the formation energy of the acceptor and enabling the formation of a new p-type oxide through additional doping. In addition, a previous experiment on the Bi-doped In2O3 ceramics revealed the in-gap state. In this study, Bi-doped In2O3 films were grown under various conditions to examine the possibility of optical bandgap modulation. Consequently, from a structural viewpoint, the crystalline size grew as the deposition temperature increased; spectroscopically, two optical absorptions were confirmed. While the larger optical bandgap corresponded to bulk In2O3, the smaller one was associated with a newly formed in-gap state owing to Bi doping. Furthermore, the bandgap energy decreased as the deposition temperature increased. Therefore, the reduced optical bandgap with an increased deposition temperature was related to the reduced quantum size effect.

Keywords: Bi-doped In2O3 film, Optical characteristics, In-gap state

정공을 운반자로 사용하는 p-형 산화물은 깊은 O 2p 준위로 인해 상대적으로 정공 이동도가 낮아 n-형 산화물보다 잠재적인 응용 가능성이 낮다. 최근 밀도범함수이론 연구에 따르면 Bi가 첨가된 In2O3는 가전자대 근처에서 새로운 in-gap 상태를 형성하여 받개의 형성 에너지를 낮출 수가 있다고 보고되었다. 또한, 이전 실험에서 Bi가 첨가된 In2O3 세라믹에서 광학적 특성을 통해 in-gap 상태가 형성된 것을 확인하였다. 본 연구에서는 결정성과 in-gap 상태의 상관관계를 이해하기 위하여, 다양한 증착 온도에서 Bi가 첨가된 In2O3 박막을 RF 마그네트론 스퍼터링 방법을 이용하여 제작하였다. 그 결과, 증착 온도가 증가함에 따라 결정립 크기가 증가하였다. 이와 더불어 광학적 특성 측정을 통해 벌크 In2O3의 밴드갭 (~2.7 eV)과 Bi 첨가에 의해 새롭게 형성된 in-gap 준위 (~1.9 eV) 에너지가 형성되는 것을 확인하였고, 박막의 증착 온도가 증가함에 따라 두 밴드갭이 줄어드는 것을 확인하였다. 이러한 변화는 결정립 크기 증가와 관련이 있는 것으로 생각된다.

Keywords: Bi-In<sub>2</sub>O<sub>3</sub> 박막, 광학적 특성, In-gap 상태

대표적인 투명 전도성 산화물인 In2O3, SnO2, Ga2O3 등에 다양한 물질을 첨가하여 전기적, 광학적 특성을 바꾸려는 시도는 지난 수년간 많이 진행되었다[1-3]. 그 중에서 Sn을 첨가한 In2O3 (ITO), F을 첨가한 SnO2 (FTO)은 높은 n-형 전기 전도도와 가시광 영역에서 투명하다는 광학적 특성 때문에 디스플레이, 태양광 패널 등 다양한 산업 분야에서 널리 이용되고 있다[4,5]. 그러나 양공(hole)을 운반자로 하는 p-형 특성의 산화물은 응용에 적합한 물성 구현에 어려움이 있어 소자로의 활용에 제한이 있어 왔다.

전이금속 산화물은 일반적으로 가전자대가 비등방적이고 국소적인 O 2p 오비탈로 구성되어 있다. 따라서 양공의 유효질량이 상대적으로 높아 전하 이동도가 매우 낮다. 또한, 양공을 제공하는 받개 (acceptor)의 형성 에너지가 높기 때문에 전하 운반자인 양공을 충분히 확보하는 것이 어렵다[6]. 이러한 문제들을 극복하기 위해 전이금속 산화물에 불순물을 첨가하여 p-형 산화물의 특성을 향상시키기 위하여 Mg, Li[7,8] 등의 양이온을 첨가하여 양공을 확보하거나, N, Se[9,10] 등의 음이온의 첨가를 통해 O 2p 오비탈의 국소화 되어있는 특성을 완화시키려는 연구들이 활발히 진행되고 있다.

최근 Sabino et al.은 밀도범함수이론 (DFT; density functional theory) 계산을 통해, 대표적인 투명 전도성 전이금속 산화물인 In2O3에 Bi 가 첨가되면 Bi 6s 오비탈로 이루어진 새로운 가전자대가 형성될 것이라 제안하였다. 또한, Bi의 첨가 농도가 증가함에 따라 Bi 6s의 띠 너비 (band width)가 증가하고, In2O3의 전도대 최소 (conduction band minimum)와의 에너지 갭이 커진다고 보고하였다. 따라서, Bi 첨가로부터 새롭게 형성된 Bi 6s 오비탈에 의해 받개의 형성 에너지가 낮아지며 p-형 전도 특성 발현 가능성이 커질 수 있음을 주장하였다[11]. Kim et al.은 Bi가 첨가된 In2O3 세라믹 제작을 통해 밴드갭 (2.7 eV)보다 낮은 에너지 (~1.3 eV)에서의 추가적인 흡수를 확인하였으며, 이는 Bi 6s 오비탈에 의한 새로운 가전자대의 형성과 관련이 있음을 보였다[12].

본 연구에서는 RF 마그네트론 스퍼터링 방법을 이용하여 Bi가 첨가된 In2O3 박막을 다양한 성장 온도에서 제작하였으며, 이에 따른 박막의 구조적, 화학적, 광학적, 전기적 특성변화에 대해 연구하였다. 그 결과, 이전에 보고되었던 결과와 유사하게 Bi 첨가에 의해 새로운 가전자대가 형성된 것을 확인하였다. 또한, 가전자대의 에너지 준위는 박막의 증착 온도에 따라 감소하였다. 이는 증착 온도가 증가함에 따라 박막의 결정립 크기가 증가하고 이로 인한 크기 갇힘 (size confinement) 효과 감소에 의한 것임을 확인하였다.

Bi가 3% 첨가된 In2O3 타겟(99.99%, ITASCO)을 사용하여 RF 마그네트론 스퍼터링 방법으로 유리 (XG Corning glass) 기판 위에 박막을 성장시켰다. 박막 성장 시, 아르곤 (Ar, 99.999%) 기체가 30 SCCM으로 흐르는 상태에서 챔버 내부 압력을 20 mTorr로 유지시켰으며, 40분 동안 50 W의 파워로 다양한 증착 온도 (20 °C, 100 °C, 200 °C, 300 °C)에 따라 제작하였다. 제작된 박막들은 Cu Kα (λ = 1.5406 Å) 선과 X-선 회절 장치 (XRD; X-ray diffraction, Empyrean, Panalytical)를 이용해 스침각 (θin = 0.5°) 스캔 및 ω/2θ 스캔 방법으로 구조적 특성을 측정했다. 광학적 특성은 자외선-가시광 분광 광도계 (Dongwoo Optron)를 이용하여 제작된 박막의 투과도로 측정하였다. 박막의 표면 형상은 원자힘 현미경 (AFM; Atomic force microscopy, XE7, Park Systems)을 이용하여 관측하고 X-선 광전자 분광법 (XPS; X-ray photoelectron spectroscopy, K-alpha, Thermo)으로 화학적 상태를 분석하였다. XPS는 광원으로 단색광 Al Kα (E = 1.487 keV)을 이용하였으며, 50 eV의 전달 에너지 (pass energy)와 0.1 eV/step의 에너지 간격으로 상온에서 측정하였다. 마지막으로 저항이 높은 박막 (>10 MΩ)의 전기적 특성을 측정하기위해 Electrometer (Keithley 617)를 사용하여 4단자 in-line 방법을 이용해 박막에 전압을 인가하고 전류를 읽는 방식으로 전기적 저항을 측정하였다.

In2O3는 bixbyite 구조 (ICSD #14388)를 가지면 Bi를 첨가하면 In의 8b 위치에 Bi가 치환되는 (Fig. 1(a)) 것이 가장 낮은 에너지를 가진다고 알려져 있다[11]. Figure 1(b)는 증착된 박막의 XRD (ω/2θ 스캔) 결과를 보여준다. 상온에서 (RT) 증착한 시료의 경우 명확한 피크가 나타나지 않지만, 증착 온도가 100 °C 이상인 시료부터는 bixbyite In2O3의 (222) 피크 (ICSD #14388)만 나타나는 것을 확인할 수 있다. 증착 온도가 증가함에 따라 피크의 세기가 점점 증가하고 반치폭 (FWHM; full width at the half maximum)이 감소하는 것으로부터 결정성이 향상된다는 것을 확인할 수 있다. Figure 1(c)는 입사각을 0.5°로 고정하고 측정한 스침각 XRD 결과이다. 비정질 유리기판에서 성장하였음에도 불구하고 (222), (044), (226) 피크의 세기가 증착 온도가 증가함에 따라 커지고, 피크의 위치가 벌크값에 (ICSD #14388) 가까워진다. 따라서, 박막이 다결정 (polycrystalline)으로 성장하는 것을 확인하였다. 또한, RT 시료의 ω/2θ XRD 측정 결과에서의 매우 낮은 피크 세기는 산란에 기여하는 부피가 작거나, 상대적으로 수직방향으로의 결정립 정렬이 낮은 것에 기인하는 것으로 여겨진다. Figure 1(d)는 Bi가 첨가된 In2O3 박막의 ω/2θ XRD 측정에서 (222) 피크의 반치폭으로부터 Scherrer 방정식[13]을 이용하여 계산한 결정립 크기와 피크 위치로부터 Bragg 법칙[13]을 이용하여 계산한 격자 상수를 나타낸다. 그 결과, 증착 온도가 증가함에 따라 결정립 크기가 증가하는 것을 확인할 수 있다. 격자상수의 경우 RT 시료를 제외한 모든 시료는 In2O3의 격자상수인 1.01 nm (ICSD #14388)에 비해 크게 나타나는 것을 볼 수 있다. 이는 이온 반지름이 In3+ (94 pm,[14])보다 큰 Bi3+ (117 pm,[15])가 In 8b 위치에 치환되어 구조 팽창에 의한 것이거나, Bi가 In 8b 위치에 치환되지 못하여 틈새 (interstitial site)에 위치하여 전체적인 부피 팽창에 기여한 것으로 추측할 수 있다.

Figure 1. (Color online) X-ray diffraction profile for (a) normal scan (ω/2θ) and (b) grazing incidence scan (θin = 0.5°) of Bi-doped In2O3 films at various deposition temperatures. (c) Lattice constant and crystalline size obtained from (222) peak position of the films deposited at various temperatures. (d) Schematic crystal structure of Bi-doped In2O3 film. The vertical dotted line in Fig. 1(b) and 1(c) indicates the reference In2O3 peak positions obtained from the reference (ICSD #14388).

Figure 2는 AFM 측정을 통해 얻은 박막의 표면 형상을 나타낸다. 상온에서 증착한 박막의 경우 다른 박막에 비해 높은 표면 거칠기 (σRMS = 2.67 nm)를 가진다. 100 °C에서 증착한 박막의 경우가 표면 거칠기가 상대적으로 가장 낮았고 (σRMS = 0.32 nm) 이후에 증착 온도가 증가함에 따라 표면 거칠기가 다시 커진다. 구조-영역 모형 (structure-zone model)에 따르면, 저온에서 박막이 성장할 때는 기판 위의 원자들의 확산이 잘 일어나지 않기 때문에 박막은 낮은 결정성과 큰 표면 거칠기를 가진다. 그러나, 박막 성장 시 기판의 온도가 상승하면, 원자들의 확산이 증가하며 빈 공간을 채우며 표면을 평평하게 만든다고 알려져 있다[16]. 따라서, AFM 측정을 통해 얻은 박막의 거칠기의 차이는 박막 성장 시 기판 온도에 따른 기판 표면에서 원자들의 확산 정도의 차이 때문이다. 또한, 상온에서 증착한 박막의 경우 표면의 입자의 크기가 다른 박막에 비해 큰 것처럼 보이지만 (Fig. 2(a)), XRD 결과 (Fig. 1(c))에서 보인 것처럼 박막의 결정성은 상대적으로 좋지 않다. 따라서 AFM 상으로 보이는 Grain들은 특정 방향을 가진 결정립 (crystalline size)이 아니라, 낮은 증착 온도에서 기인한 원자들의 낮은 표면 이동도 때문에 뭉친 비결정성 입자라고 볼 수 있다.

Figure 2. (Color online) Surface morphology of Bi-doped In2O3 films deposited at (a) RT, (b) 100 °C, (c) 200 °C, and (d) 300 °C. The surface root-mean-square roughness (σRMS) is 2.67 nm for RT, 0.32 nm for 100 °C, 0.93 nm for 200 °C, and 0.84 nm for 300 °C, respectively.

Figure 3는 박막의 화학적 상태를 알아보기 위하여 측정한 X-선 광전자 분광 스펙트럼을 나타낸다. 모든 스펙트럼은 C 1s 스펙트럼의 C-C 결합 에너지인 284.5 eV[17] 로 보정하였다. XPS 측정을 통해 In 3d 와 Bi 4f 스펙트럼 (Fig. 3, Table 1)으로부터 시료에 함유된 전체적인 Bi의 상대적인 양은 증착 온도와 무관하게 일정하다 (~2.6%). 또한, In 3d 스펙트럼의 피크 분해 결과 (Fig. 3(a), Table 1), 증착 온도에 관계없이 In 3d 피크의 위치는 일정하다. 따라서, In의 화학적 상태는 Bi 첨가 및 증착 온도에 관계없이 In3+ (In2O3, 444.8 eV[18])로 존재한다고 볼 수 있다. 해당 스펙트럼 영역에서 422 eV 영역에서 보이는 피크는 Bi 3d5/2 (Bi3+, 442.4 eV[19])이고, 이 피크는 모든 샘플에서 상대적 면적비 2% 이하로 일정하다. 첨가된 Bi의 화학적 상태를 명확하게 이해하기 위해서 Bi 4f 스펙트럼을 분석하였다 (Fig. 3(b)). 모든 스펙트럼은 증착 온도에 무관하게 Bi3+ ((In(1-x)Bix)O3, 158.9 eV[12])와 Bi2+ (Bi-O, 157.1 eV[20])로 구성되어 있다. Figure 3(c)에 보인 O 1s 스펙트럼은 금속과 결합한 산소에 의한 피크 (M-O, 530.0 eV[21]), 산소 공공에 의한 피크 (VO, 531.0 eV,[22]) 그리고 대기중의 CO2나 H2O에 의한 표면 오염으로 인한 피크 (C-O, 532.3 eV[23])로 구성되어 있다. 상온에서 증착한 박막에서 Bi2+와 VO의 비율이 상대적으로 많으며, 증착 온도가 증가할수록 Bi3+의 비율이 증가 (i.e., Bi2+ 비율이 감소)하고 (Table 2), VO의 비율은 줄어드는 것을 확인할 수 있다 (Table 3).

Table 1 . Relative atomic ratio of Bi and In from X-ray photoelectron survey spectra of Bi 4f and In 3d regions of Bi-doped In2O3 films deposited at various temperatures.

Deposition temperature
RT100 °C200 °C300 °C
Bi (%)2.52.62.62.7
In (%)97.597.497.497.3


Table 2 . Binding energy, full width at half maximum (FWHM), and peak areal ratio of the deconvoluted peaks of Bi 4f and In 3d5/2 core-level X-ray photoelectron spectra of Bi-doped In2O3 films deposited at various temperatures.

Deposition temperatureBinding energy (eV)FWHM (eV)Peak arial ratio (%)
Bi 4fIn 3d5/2Bi 4fIn 3d5/2Bi 4fIn 3d5/2
Bi3+Bi2+In3+Bi3+Bi3+Bi2+In3+Bi3+Bi3+Bi2+In3+Bi3+
RT159.0157.3444.7442.41.591.101.510.9691.09.098.61.4
100 °C158.9157.1444.6442.41.611.021.490.9395.24.898.81.2
200 °C158.9157.1444.6442.41.581.051.470.9793.66.498.61.4
300 °C158.9157.1444.6442.41.591.031.480.8994.75.398.91.1


Table 3 . Binding energy, full width at half maximum (FWHM), and peak areal ratio of the deconvoluted peaks of O 1s core-level X-ray photoelectron spectra of Bi-doped In2O3 films deposited at various temperatures.

Deposition temperatureBinding energy (eV)FWHM (eV)Peak arial ratio (%)
C-OVOIn-OC-OVOIn-OC-OVOIn-O
RT532.2531.2530.01.911.611.2214.7323.3961.87
100 °C532.1531.2530.01.941.651.2015.9719.4864.55
200 °C532.0531.1530.01.901.531.1711.9511.4476.61
300 °C532.1531.0530.01.891.581.2113.5712.8073.63


Figure 3. (Color online) (a) In 3d, (b) Bi 4f, and (c) O 1s core-level X-ray photoelectron spectra (dotted) and deconvoluted results (solid curves) of Bi-doped In2O3 films deposited at various temperatures. The vertical dotted lines indicate the reference peak positions. The bandgap of the pristine In2O3 film deposited on Al2O3(0001) is shown in the inset.

In2O3에 형성된 산소 공공은 얕은 주개 (donor) 레벨을 가지고 있고 물질의 전기적 특성을 결정하는데 중요한 역할을 한다[24]. 모든 박막은 10% 이상의 산소 공공을 가지고 있으나, 박막의 전기적 저항은 매우 크게 나타난다. 최근 Bi 산화물 내에 Bi의 화학적 상태가 산소 공공에 의존한다는 연구 결과가 보고되어 있다[25, 26]. 따라서, Bi2+ 상태의 존재와 증착 온도에 따른 변화는 박막내 산소 공공과 연관이 있다고 생각할 수 있다. Hao et al.은 시료의 결정성이 낮을 때 결정립 크기가 작고 격자 결함이 많기 때문에 결정성과 산소 공공이 서로 반비례 관계에 있음을 보였다[27]. 본 실험에서 증착 온도가 증가함에 따라 박막의 결정성과 결정립 크기가 증가하는 것을 확인하였다 (Fig. 1). 따라서 증착 온도의 증가에 따른 결정성 향상이 산소 공공의 감소로 이어졌다고 여겨진다. Table 2와 3은 In 3d5/2, Bi 4f, 그리고 O 1s 광전자 분광 스펙트럼 (Fig. 3)의 deconvolution으로부터 얻은 결합 에너지, 반치폭, 면적 비율을 나타냈다.

Figure 4(a)는 증착 온도에 따른 박막들의 광 투과도이다. 모든 박막들은 ~500 nm 와 ~350 nm에서 두가지 개별적인 광학적 흡수를 보였다. 증착 온도에 따른 Bi가 첨가된 In2O3 박막의 광학적 밴드갭을 조사하기 위하여 아래의 Tauc 방정식을 이용하여 밴드갭을 계산하였다[28].

Figure 4. (Color online) (a) Transmittance, (b) optical bandgap, and (c) correlation between the optical bandgap and crystalline size of Bi-doped In2O3 films deposited at various temperatures. The transmittance of the pristine In2O3 film deposited on Al2O3(0001) is shown in the inset of (a).

(αhν)1/n=A(hνEg)

여기서, α는 흡광 계수이며, 는 조사한 빛의 에너지, A는 비례 상수이며, Eg는 광학적 밴드갭이다. In2O3는 간접천이를 하는 것으로 알려져 있어 Tauc 방정식에서 n = 2을 사용하였고[29] 계산된 박막의 밴드갭을 Fig. 4(b)에 나타냈다. Bi가 첨가되지 않은 In2O3 박막의 경우에는 약 350 nm의 파장에서 단일 광학적 천이를 보이지만 (inset in Fig. 4(a)), Bi가 첨가된 In2O3 박막의 경우 낮은 에너지 영역 (~1.85 eV)에서 추가적인 광학적 천이가 존재하며 이는 밀도범함수이론[11] 및 세라믹 실험[12]에서 제시했던 것과 같이 Bi가 In2O3에 첨가됨에 따라 생긴 Bi 6s 와 In2O3의 전도대 간의 천이에 의한 것으로 여겨진다. 그러나, 밀도범함수이론에서 알려진 밴드갭 (1.63 eV for 3.13% Bi-doped In2O3)과 세라믹 시료에서 보고된 밴드갭 (~1.3 eV)보다 더 큰 값의 in-gap 상태를 가진다. 반면, 두 밴드갭은 박막의 증착 온도가 증가함에 따라 감소하였다.

일반적으로 물질 내의 전자는 벌크 상태에서는 마치 자유 입자처럼 구속 받지 않는 것처럼 행동하기 때문에 연속적인 에너지 준위를 가지지만, 나노 수준의 작은 물질에서는 불연속적인 에너지 준위를 가진다고 알려져 있다[30]. 최근 Ramana et al.은 산화물에서 물질의 결정립의 크기가 작은 경우 (≤ 6 nm), 크기 갇힘 (size confinement) 효과 감소에 따라 물질의 밴드갭이 달라질 수 있다고 보고 하였다[31]. 또한, 전하 운반자의 유효질량 이론으로부터 최소 천이 에너지와 엑시톤의 결합에너지를 계산하면 물질의 반지름과 반비례하는 관계를 가지고 이를 기반으로 박막의 밴드갭과 결정립 크기가 반비례하는 관계를 가진다는 보고들이 있다[32, 33]. 본 실험에서는 XRD 결과 (Fig. 1(b))에서 볼 수 있듯이, 온도가 증가함에 따라 (222) 피크로부터 구해진 결정립 크기가 ~6 nm에서 ~9 nm로 증가한다. 그러므로 100 °C 미만의 온도에서 증착된 박막의 경우에는 결정립 크기가 작기 때문에 100 °C 이상에서 성장된 박막들에 비해 흡수 문턱의 청색 편이가 나타나지만, 200 °C 이상에서 증착된 박막들에서는 결정립 크기가 증가하면서 크기 갇힘 효과가 감소함에 따라 밴드갭 에너지가 벌크 In2O3의 간접 밴드갭의 크기인 2.58 eV로 수렴하는 것을 볼 수 있다[34]. Figure 4(c)에 결정립 크기와 광학적 밴드갭 사이의 반비례 관계를 확인할 수 있다.

증착된 모든 박막의 전기적 특성은 증착 온도에 따른 저항 감소이다 (Table 4). 이는 증착 온도에 따라 결정립 크기가 증가하여 결정립의 경계면의 밀도가 감소하기 때문이다. 결정립의 경계면은 전자가 이동할 때 전자의 산란을 야기해 물질의 저항을 증가시킨다[35]. 나아가 모든 박막들은 매우 높은 전기 저항 (> 10 MΩ)을 보이는데, 이는 양이온 공공 형성에 의한 것으로 추측된다. Kim et al.은 Bi-doped In2O3 세라믹에서 산소 공공의 비율 (30% 이상)이 높음에도 불구하고 전기적 저항이 높은 이유로 양이온 공공에 의해 전도 전하의 캐리어 농도가 상쇄된 것이라고 XRD 패턴의 분석을 바탕으로 언급하였다[12]. 박막의 산소 공공 비율 또한 10% 이상으로 세라믹 시료[12]에서의 산소 공공 비율 보다는 상대적으로 적지만 충분히 많은 산소 공공이 박막에 존재한다. 따라서 박막에서 확인된 높은 전기적 저항을 가지는 원인도 세라믹 시료의 경우와 유사하게 양이온 공공에기인한다고 생각할 수 있다.

Table 4 . Electrical resistance of Bi-doped In2O3 films deposited at various temperatures.

Deposition temperature
RT100 °C200 °C300 °C
Resistance (× 1010 Ω)8.427.186.220.004

본 연구에서는 유리 기판 위에 제작된 Bi가 첨가된 In2O3 박막의 화학적, 구조적, 광학적, 전기적 특성을 고찰하였다. Bi가 첨가된 In2O3 박막은 모든 온도에서 결정화가 되었지만, 온도가 증가할수록 결정화 정도가 증가하고, 격자상수는 벌크 값에 수렴하였다. XPS 분석을 통해 Bi가 첨가된 In2O3 박막은 In3+, Bi3+ 상태와, 전자 주개로 작용할 수 있는 산소 공공이 있음을 확인하였다. 박막의 광투과도 측정으로부터 벌크 In2O3의 밴드갭 (~2.7 eV) 과 Bi 첨가에 의한 새로운 밴드갭 (~1.9 eV)를 확인하였다. 그리고 해당 밴드갭들의 값은 증착 온도가 증가할수록 감소하였다. 모든 박막의 저항은 10 MΩ 이상이었다. 이는 양이온 공공 등의 원인에 의한 것으로 여겨진다.

본 연구는 부산대학교 기본연구지원사업(2년)에 의하여 진행되었습니다.

  1. B. Wang et al, Opt. Appl. 40, 25 (2010).
  2. H. M. Yates, P. Evans and D. W. Sheel, Phys. Procedia 46, 159 (2013).
    CrossRef
  3. K. D. Leedy et al, Appl. Phys. Lett. 111, 012103 (2017).
    CrossRef
  4. T. Kawashima et al, J. Photochem. Photobiol. 164, 199 (2004).
    CrossRef
  5. A. Korjenic and K. S. Raja, J. Electrochem. Soc. 166, 169 (2019).
    CrossRef
  6. Z. Wang, P. K. Nayak, J. A. Caraveo-Frescas and H. N. Alshareef, Adv. Mater. 28, 3831 (2016).
    Pubmed CrossRef
  7. M. Moreira et al, J. Mater. Sci. 57, 3114 (2022).
    CrossRef
  8. T. Dutta et al, J. Appl. Phys. 108, 083715 (2010).
    CrossRef
  9. S. S. Pan et al, Appl. Phys. Lett. 95, 222112 (2009).
    CrossRef
  10. H. Hiramatsu et al, Appl. Phys. Lett. 82, 1048 (2003).
    CrossRef
  11. F. P. Sabino, S. H. Wei and A. Janotti, Phys. Rev. Mater. 3, 034605 (2019).
    CrossRef
  12. J. Kim et al, J. Alloys Compd. 878, 160339 (2021).
    CrossRef
  13. B. D. Cullity and S. R. Stock, Elements of X-ray Diffraction. 3rd Ed. (Prentice-Hall Inc., 2001).
  14. M. Epifani et al, J. Am. Chem. Soc. 126, 4078 (2004).
    Pubmed CrossRef
  15. C. V. Colin et al, Phys. Rev. B 85, 224103 (2012).
    Pubmed CrossRef
  16. E. Kusano, Appl. Sci. Converg. Technol. 28, 179 (2019).
    CrossRef
  17. J. Kim et al, Curr. Appl. Phys. 17, 1415 (2017).
    CrossRef
  18. Q. Ning et al, Crystals 10, 570 (2020).
    CrossRef
  19. J. F. Moulder and W. F. Stickle, Handbook of X-ray Photoelectron Spectroscopy. (Perkin-Elmer Corporation, 1995).
  20. H. C. Swart, Materials 10, 906 (2017).
    Pubmed KoreaMed CrossRef
  21. I. J. Lee et al, J. Korean Phys. Soc. 49, 2176 (2006).
    CrossRef
  22. C. Zhang et al, J. Mater. Chem. C 2, 8715 (2014).
    CrossRef
  23. I. N. Reddy et al, Mater. Res. Express 4, 086406 (2017).
    CrossRef
  24. I. Chatratin et al, Phys. Rev. Mater. 3, 074604 (2019).
    CrossRef
  25. D. Janardhana et al, Coatings 10, 1168 (2020).
    CrossRef
  26. L. Ye et al, Chem. Commun. 47, 6951 (2011).
    Pubmed CrossRef
  27. J. Hao et al, J. Mater. Chem. A 6, 16094 (2018).
    CrossRef
  28. J. Tauc, R. Grigorovici and A. Vancu, Phys. Status Solidi 15, 627 (1966).
    CrossRef
  29. P. Erhart, A. Klein, R. G. Egdell and K. Able, Phys. Rev. B 75, 153205 (2007).
    CrossRef
  30. E. Roduner, Chem. Soc. Rev. 35, 583 (2006).
    Pubmed CrossRef
  31. C. V. Ramana, R. J. Smith and O. M. Hussain, Phys. Status Solidi 199, 4 (2003).
    CrossRef
  32. L. E. Brus, J. Chem. Phys. 80, 4403 (1984).
    CrossRef
  33. T. Takagahara et al, Phys. Rev. B. 46, 15578 (1992).
    Pubmed CrossRef
  34. T. Suzuki et al, Langmuir 33, 3014 (2017).
    Pubmed CrossRef
  35. I. Bakonyi, Eur. Phys. J. Plus. 136, 410 (2021).
    CrossRef

Stats or Metrics

Share this article on :

Related articles in NPSM