Blog

Jan 01, 2024

Investigando varios contactos metálicos para p

Scientific Reports volumen 13, Número de artículo: 8259 (2023) Cite este artículo 754 Accesos Detalles métricos Los semiconductores de delafosita han atraído una atención sustancial en el campo de la electroóptica.

Scientific Reports volumen 13, número de artículo: 8259 (2023) Citar este artículo

754 Accesos

Detalles de métricas

Los semiconductores de delafosita han atraído una atención sustancial en el campo de la electroóptica debido a sus propiedades únicas y la disponibilidad de materiales de tipo p que son aplicables para células solares, fotocatalizadores, fotodetectores (PD) y óxidos conductores transparentes (TCO) de tipo p. El CuGaO2 (CGO), como uno de los materiales delafossita tipo p más prometedores, tiene atractivas propiedades eléctricas y ópticas. En este trabajo, podemos sintetizar CGO con diferentes fases adoptando una ruta de reacción en estado sólido mediante pulverización catódica seguida de un tratamiento térmico a diferentes temperaturas. Al examinar las propiedades estructurales de las películas delgadas de CGO, encontramos que la fase de delafossita pura aparece a una temperatura de recocido de 900 °C. Mientras que a temperaturas más bajas se puede observar la fase delafosita, pero junto con la fase de espinela. Además, sus caracterizaciones estructurales y físicas indican una mejora de la calidad del material a temperaturas superiores a 600 °C. A partir de entonces, fabricamos un UV-PD (UV-PD) basado en CGO con una configuración metal-semiconductor-metal (MSM) que exhibe un rendimiento notable en comparación con otros UV-PD basados ​​en CGO y también investigamos el efecto del metal. contactos sobre el rendimiento del dispositivo. Demostramos que UV-PD con el empleo de Cu como contacto eléctrico muestra un comportamiento Schottky con una capacidad de respuesta de 29 mA/W con un tiempo de respuesta corto de 1,8 y 5,9 s para los tiempos de subida y bajada, respectivamente. Por el contrario, el UV-PD con electrodo de Ag ha mostrado una capacidad de respuesta mejorada de aproximadamente 85 mA/W con un tiempo de subida/caída más lento de 12,2/12,8 s. Nuestro trabajo arroja luz sobre el desarrollo del semiconductor delafosita tipo p para posibles aplicaciones optoelectrónicas del futuro.

Hoy en día, CuGaO2 (CGO) tiene una amplia aplicación en dispositivos electroópticos debido a sus importantes propiedades ópticas y electrónicas1,2. La delafosita CGO con una banda prohibida de 3,6 eV y su importante conductividad puede prometer aplicaciones notables en el rango del espectro ultravioleta (UV). Además, el CGO es un semiconductor intrínseco de tipo p, lo que tiene gran importancia en comparación con otros óxidos conductores transparentes (TCO), como ZnO, CdO, SnO2, In2O3:Sn o In2O3:Mo, que suelen ser semiconductores de tipo n3. Hasta ahora, los TCO de tipo p, incluidos Cu2O, NiO y VO2, son los materiales de estudio más populares. El CGO delafosita emergente con una alta transmitancia del 80% en la región visible, así como su concentración de orificios sintonizables de hasta aproximadamente 1021 cm-3, ha demostrado ser prometedor como TCO de tipo p4,5. Además, varios estudios muestran que el material CGO emergente puede usarse ampliamente en células solares sensibilizadas por colorante (DSSC)6, fotocatalizadores7,8, uniones pn9, transistores de película delgada transparente (TTFT)10, capa de transporte de huecos (HTL) para energía solar de perovskita. células11,12 y fotodetectores13. Además, gracias a su excelente combinación de red con Ga2O3 y ZnO, este material también puede ser prometedor para la fabricación de uniones pn de óxido para diversas aplicaciones optoelectrónicas y electrónicas8,14.

En general, β y α son dos fases dignas de mención del material CGO. La fase β, que tiene una estructura de wurtzita, está compuesta por tetraedros de GaO4 y CuO4 que comparten vértices y demuestra una banda prohibida1 de 1,47 eV. Suzuki et al., señalan que β-CGO es una opción adecuada para la fabricación de células solares debido al alto coeficiente de absorción y la banda prohibida directa adecuada15. El CGO en fase α tiene una estructura delafosita con simetría \(R\overline{3}m\), en la que los átomos de Cu forman una disposición lineal con O como O–Cu–O, mientras que los átomos de Ga crean octaedros que comparten bordes con Oh átomos. Esta disposición atómica proporciona una estructura periódica de planos de Cu y GaO6 que reaparecen como una construcción de apilamiento ABCBAC. La Figura 1 compara esquemáticamente las estructuras de delafosita (α-) y wurtzita (β-) CGO. El α-CGO tiene una banda prohibida de 3,6 eV, lo que distingue de forma única sus propiedades de las del β-CGO. Aunque, según la clasificación, α-CGO es un semiconductor indirecto, tiene una transición directa con una diferencia de energía de alrededor de 3,6 a 3,7 eV en los puntos L y F (en el espacio k), lo que puede particularizar las propiedades ópticas y electrónicas de este material. . Suzuki et al., también mencionan que debido a la amplia banda prohibida y la conductividad efectiva de α-CGO, puede usarse como un TCO16 adecuado. Debido a la menor energía de formación de la fase delafossita en comparación con la de wurtzita, α-CGO es más estable mientras que β-CGO es una fase inestable que puede descomponerse para formar α-CGO a temperaturas superiores a 460 °C16.

Estructura cristalina esquemática de (a) α-CuGaO2, (b) β-CuGaO2 y (c) media celda de espinela-CuGa2O4. Las esferas más grandes significan átomos más cercanos. (d) Ruta esquemática para procesos experimentales.

Además de las fases α y β, para este material también se puede realizar otra fase formada como CuGa2O4. Esta estructura, que se llama fase de espinela, puede formarse cuando aumenta la cantidad de oxígeno en las condiciones de síntesis. De hecho, cuando los contenidos de Cu y Ga no están bien controlados en la etapa de síntesis, se pueden crear fases adicionales como la espinela17. La estructura de esta fase se puede ver en la Fig. 1c. Como podemos ver, α-CGO incluye octaedros de GaO6 y β-CGO incluye tetraedros de CuO4 y GaO4 que comparten vértices. La fase de espinela es una combinación de octaedros de GaO6 y tetraedros de CuO4 que se encuentran juntos con una disposición atómica particular.

En las últimas dos décadas, se han realizado muchos intentos de sintetizar CGO en las tres fases de α, β y espinela. En los últimos años, la β-CGO se ha sintetizado únicamente con la ayuda de la técnica de intercambio iónico, mientras que la α-CGO se ha obtenido mediante diversos métodos, como el hidrotermal, el proceso sol-gel, la pulverización catódica y la reacción en estado sólido. La espinela-CGO también se obtiene mediante métodos como el electrohilado18, la deposición química de vapor asistida por aerosol (AACVD)19, la química20, la electrodeposición21 o la descomposición a partir de otras fases. Teniendo en cuenta la alta estabilidad térmica y química, así como las propiedades ópticas y electrónicas apropiadas del α-CGO, se pueden construir muchos dispositivos electrónicos y optoelectrónicos sobre delafosita CGO.

α-CGO se puede utilizar en fotodetectores UV. Los fotoconductores UV se han estudiado exhaustivamente en los últimos años con el fin de utilizarlos en una variedad de aplicaciones, incluidas las comunicaciones espaciales y ópticas, estudios astronómicos, aplicaciones médicas, monitoreo del ozono, combustión y detección de llamas, etc. Recientemente se han estudiado numerosos semiconductores de óxido metálico, incluidos Ga2O3, ZnO, SnO2 y TiO2, para la detección UV debido a su asequibilidad, robustez, peso ligero y alta capacidad de respuesta3,22,23,24. Hoy en día también se pueden utilizar en este campo materiales emergentes basados ​​en óxido de cobre con estructura delafossita de CGO. La amplia banda prohibida del semiconductor α-CGO (3,6 eV), que es apropiado para la detección de rayos UVA (320–400 nm), aplicaciones optoelectrónicas y fotovoltaicas, es uno de los parámetros esenciales más importantes. El α-CGO tiene un coeficiente de absorción muy alto (alrededor de 105 cm-1), lo que ayuda a absorber más luz en el rango UV, mientras que el β-CGO carece de esta característica. Además, α-CGO muestra una alta conductividad, lo que es una ventaja sustancial para un material con banda prohibida de 3,6 eV. Aumentar la conductividad beneficia considerablemente a mejorar la capacidad de respuesta UV-PD. Por último, la producción de α-CGO económico se realiza fácilmente mediante métodos económicos y asequibles con una gran variedad.

Hoy en día, las tecnologías basadas en Si (CCD y CMOS) enmarcan la mayor parte del mercado de UV-PD. Sin embargo, estas tecnologías requieren complejidades técnicas como los filtros UV, que aumentan el peso y disminuyen el rendimiento del sistema. Además, la tecnología de Si encuentra restricciones a temperaturas superiores a 125 °C debido a la generación de portadores térmicos, la alteración de las propiedades ópticas y la degradación del dispositivo bajo la radiación UV25. El cambio a semiconductores de banda prohibida amplia como ZnO, Ga2O3 y CGO elimina los filtros esenciales para los UV-PD, ya que estos materiales operan inherentemente en el rango UV. Además, en ellos la generación de portadores térmicos es insignificante debido a la gran banda prohibida. Los UV-PD basados ​​en estos óxidos metálicos de banda ancha son livianos y no requieren sistemas de enfriamiento para minimizar la corriente oscura, y también demuestran una estabilidad decente bajo la radiación ultravioleta. El ZnO es de gran interés debido a su alta conductividad, asequibilidad, no toxicidad y temperatura de deposición relativamente baja. La capacidad de respuesta de las UV-PD basadas en ZnO es relativamente alta debido al papel sustancial de los defectos superficiales de la vacancia de oxígeno. Sin embargo, debido a estos defectos y al mecanismo de absorción/desorción de moléculas de oxígeno en la superficie, el ZnO sufre de fotoconductividad persistente (PPC)26. Esto significa que incluso después de que se corta la señal óptica, la señal actual permanece en el sistema durante un tiempo prolongado. Sin embargo, este fenómeno no se ha observado en CGO. Las UV-PD basadas en β-Ga2O3 poseen una alta ganancia debido a los agujeros autoatrapados (STH) y la posterior reducción de la barrera fotoinducida22,27. Sin embargo, la respuesta transitoria es lenta en casi todas las estructuras de UV-PD basadas en cristales en masa y epicapas de β-Ga2O3 cultivadas homo o heteroepitaxialmente28. Esto indica que la compensación entre ganancia y ancho de banda en estos fotodetectores es grave.

Existen grandes desafíos en el progreso de los UV-PD basados ​​en CGO. La síntesis de α-CGO aún se encuentra en la fase de investigación y se requiere más investigación para llenar este vacío de investigación. En el primer paso, se debe mejorar la calidad material del CGO, el control antidopaje y su uniformidad en la etapa de síntesis para lograr mejores resultados. Esta cuestión es más complicada en el caso de UV-PD. En la mayoría de las investigaciones no se proporcionan informes extensos sobre diversas figuras de méritos (FOM), como la detectividad específica, y tampoco se investiga de manera justa la confiabilidad de los PD. Además, diferentes equipos de investigación, incluidos científicos de materiales, expertos en dispositivos e ingenieros de sistemas, deben trabajar juntos para gestionar todos los aspectos del trabajo.

En investigaciones anteriores29, exploramos las propiedades electrónicas de α-CGO investigando el efecto de fijación del nivel de Fermi (FLP) en este material y simulamos un UV-PD basado en α-CGO. Aquí, sintetizamos experimentalmente películas de α-CGO mediante un método sencillo y escalable y luego investigamos sus propiedades estructurales, ópticas y electrónicas. A partir de entonces, fabricamos un UV-PD empleando el material sintetizado y llevamos a cabo la caracterización óptica del dispositivo preparando electrodos metálicos adecuados en forma de contactos Schottky y óhmicos. De esta forma, también inspeccionamos la influencia del contacto metálico en el rendimiento de los PD fabricados con α-CGO.

Se utilizó el método de reacción de estado sólido para sintetizar el objetivo de CGO. En esta ruta, se combinaron proporciones estequiométricas de Ga2O3 y CuO y se hicieron reaccionar en un sistema de molino de bolas durante 48 h. Según la experiencia de nuestra investigación anterior30, que demostró que agregar un 2,5% de impureza de Mg al CuCrO2 (CCO) aumenta en gran medida la conductividad, también se agregó una cantidad adecuada de MgO a las copas de reacción. El radio de los iones divalentes Mg2+ es hasta cierto punto mayor que el de los iones Ga3+. Por cierto, los radios atómicos de los dopantes de Mg2+ y sus átomos huéspedes (Ga3+) no son demasiado diferentes como para causar un fuerte desorden en la estructura cristalina a niveles bajos de dopaje31. Sin embargo, la presencia de impurezas de Mg puede crear una ligera tensión en la estructura del CGO. Renaud et al., demostraron que más del 5% de dopaje con Mg provoca una estructura desordenada y también reduce la conductividad del semiconductor32. Por lo tanto, preferimos solo un dopaje con 2,5% de Mg en todas las muestras sintetizadas.

Después de la producción de polvo C–G–O (una amalgama de átomos de Cu, Ga y O sin fase delafosita), se convirtió en una tableta de 2" (~ 5 cm) bajo una presión de 30 MPa y se sinterizó en un horno bajo Atmósfera de N2 a una temperatura de 950 °C durante 12 h. El objetivo C–G–O preparado una vez más se trituró, molió y calentó a 950 °C en una atmósfera de N2. Este proceso se repitió 2 veces más. Después de formar un objetivo apropiado , la deposición de películas delgadas se realizó mediante el método de pulverización catódica. Se lavaron sustratos de cuarzo de 1,5 cm x 1 cm con agua desionizada, etanol y acetona en una lavadora ultrasónica durante 20 minutos. Los sustratos se transfirieron a la cámara de pulverización catódica a 3 x 10- iniciales. Vacío de 5 mbar. Utilizando gas Ar y N2 con N2/Ar = 0,4 y 8,35 × 10-3 mbar de presión, se configuró el procedimiento de pulverización catódica. La potencia de pulverización catódica se ajustó a 150 W para el proceso de deposición de 2 h. Se resumieron los parámetros de pulverización catódica. en la Tabla 1. Después del paso de deposición, las muestras se sometieron a un tratamiento térmico para alcanzar la fase de delafosita adecuada. Las muestras pulverizadas se recocieron a diferentes temperaturas de 400, 500, 600, 700, 800 y 900 °C en un vacío de 10-5 mbar durante 2 h.

Para fabricar los UV-PD basados ​​en CGO, se eliminaron objetivos de plata (Ag), cobre (Cu) y níquel (Ni) utilizando un láser Nd:YAG (longitud de onda de 532 nm, duración de pulso de 10 ns) con repetición de pulso de 10 Hz. velocidad y 250 mJ de energía por pulso en una cámara de vacío para formar una cobertura metálica de 100 nm sobre las películas delgadas de CGO. La distancia entre el objetivo y el sustrato se ajustó con respecto al tamaño de la columna y la capa de CGO se mantuvo alejada de la parte más brillante de la columna. Consecutivamente, los contactos interdigitados se aplicaron sobre las capas metálicas empleando una técnica de fotolitografía estándar seguida de grabado químico húmedo. La Figura 1d ilustra esquemáticamente los procesos experimentales para fabricar UV-PD basado en CGO desde el primer paso hasta el último.

Con el objetivo de inspeccionar la estructura cristalina de las capas de CGO preparadas, se realizó un análisis XRD para todas las muestras mediante un difractómetro de rayos X (XRD, STOE STADI-P Co., Alemania). Los espectros de absorción de las películas delgadas se investigaron mediante un espectrofotómetro Avantes (Avaspec-3648, Holanda) y la banda prohibida óptica de las muestras sintetizadas se obtuvo mediante el método de trazado Tauc. Para investigar más a fondo la estructura cristalina y molecular de las muestras sintetizadas, los espectrómetros Teksan (Takram P50C0R10, 532 nm) y BOMEM (serie MB) prepararon espectros Raman y FTIR. La morfología de la superficie, así como las imágenes de la sección transversal de las películas preparadas, se capturaron y analizaron mediante microscopía electrónica de barrido por emisión de campo (FESEM, Mira III, TeScan, República Checa). Además, para conocer la composición atómica se utilizó el módulo EDS instalado en este dispositivo. Además, un dispositivo potenciostato (IVIUM, Países Bajos) utilizó espectroscopia de impedancia electroquímica (EIS) y análisis de Mott-Schottky en el rango de frecuencia de 1 Hz a 1 MHz para investigar las propiedades electroquímicas y electrónicas de las muestras. En estos análisis, se aplicaron una solución electrolítica de Na2SO4 0,1 M, un contraelectrodo de alambre de platino y un electrodo de referencia Ag/AgCl. Por último, para la caracterización de los dispositivos UV-PD, se utilizó una unidad de medida de fuente (SMU) Keithley 2450 para examinar las curvas características de corriente-voltaje de los dispositivos, así como el comportamiento transitorio de los PD. Utilizamos un LED de 365 nm (Donggum Hongke Lighting Co., LTD) en la configuración de fotodetección. el LED se colocó a una distancia de 10 mm de los UV-PD y se emplea una estación de sonda con dos sondas de prueba de oro para conectar los electrodos. La operación de encendido/apagado del LED fue controlada por un dispositivo de fuente de CC programable Chroma 62012P-600–8.

La Figura 2 ilustra los patrones de XRD para muestras recocidas a diferentes temperaturas, que ahora se denominan S400, S500, S600, S700, S800 y S900. Las muestras S400 y S500 no tienen picos característicos y solo incluyen un pico de fondo a 12° debido al sustrato de cuarzo. En este sentido, las muestras mencionadas no tienen una estructura cristalina específica y son sólo películas amorfas. En otras palabras, los átomos de Cu, Ga y O del objetivo C – G – O se asientan sobre el sustrato de cuarzo en una configuración desordenada después de la pulverización catódica. Pero a bajas temperaturas, la energía reactiva necesaria no es lo suficientemente alta como para formar la fase delafosita33. Se ha revelado que la delafossita pura a base de cobre se obtiene a altas temperaturas34. Como señalaron Yu et al.6, la delafosita CGO se forma sólo a temperaturas superiores a 600 °C. Yu y Lee33 también descubrieron que la delafosita CGO pura se forma a temperaturas superiores a 750 °C.

Patrones XRD de las muestras recocidas a diferentes temperaturas. Las barras de la columna representan los principales ángulos de difracción de la delafossita CuGaO2 (α-CGO) y la espinela CuGa2O4. En el recuadro, el patrón ampliado muestra ligeros cambios en los patrones XRD en comparación con la tarjeta estándar.

Como se puede ver en la Fig. 2, el patrón XRD para la muestra S600 ilustra los picos en 31,17, 36,16, 40,84, 55,71, 62,37, 65,30, 71,47 y 74,39 °, que pueden corresponderse con (006), (012), (104), (018), (110), (0 1 10), (116) y (202) planos cristalinos de estructura delafosita, respectivamente. Estos picos se pueden atribuir a la estructura romboédrica con grupo espacial \(R\overline{3}m\) según la tarjeta estándar JCPDS, 00–035-1402. En esta muestra también se puede observar la presencia de algunos picos adicionales, los cuales se ubican en los ángulos de difracción de 30,37, 37,45, 39,75, 43,66, 57,65, 63,35 y 74,98°, respectivamente. Según las tarjetas estándar PDF2, 00–026-0514 y 00–001-1117, estos picos pueden estar asociados con la fase de espinela (CuGa2O4) y CuO. Shi et al.17 y Ahmed et al.35 indican por separado que la fase de espinela generalmente se gana en condiciones de alto oxígeno. Shi et al.36 también afirman que los métodos de pulverización catódica y sol-gel no siempre producen una fase de CuGaO2 pura y que se pueden observar fases secundarias con diferentes orientaciones en las muestras. A pesar de la ausencia de oxígeno en la cámara antes de la deposición, se formó la fase de espinela y creemos que el precursor de CuO en el objetivo de pulverización catódica causa esto. La mayoría de las rutas de síntesis, que comprenden una reacción en estado sólido para delafossita CGO, explotan Cu2O16,37,38, que incluye una cantidad menor de oxígeno en su estructura que el CuO. La presencia de exceso de oxígeno provoca la formación parcial de la fase de espinela en las muestras S600 y S700. En las muestras recocidas a temperaturas más altas, la fase de espinela se vuelve cada vez menor y desaparece por completo en la muestra S900. Saikumar et al.34, también demostraron que la fase de espinela se forma mediante el método de pulverización catódica a una temperatura inferior a 800 °C. Varadarajan et al.39 demostraron que la fase de espinela es en realidad una fase metaestable que se forma a bajas temperaturas y prácticamente desaparece a temperaturas superiores a 700 °C. En este sentido, se puede realizar la formación de una fase de delafossita pura sin impurezas y una fase adicional de espinela a 900 °C. Además, Yu et al.6 señalaron que la delafossita CGO es inestable a temperaturas inferiores a 600 °C, y la oxidación de CuI a temperaturas más bajas provoca la descomposición de la delafossita en CuO y espinela CuGa2O4.

Está claro que el pico (012) se ha vuelto más agudo a temperaturas más altas. Según la ecuación de Debye-Scherrer, \(D=k\lambda /\beta cos(\theta )\) 40, donde \(k\) es una constante, \(\lambda\) es la longitud de onda de los rayos X, \(\beta\) es el ancho total a la mitad del máximo (FWHM) del pico, y \(\theta\) es el ángulo de difracción, se puede concluir que al reducir el FWHM del pico (012), el cristalito El tamaño (\(D\)) del S900 resulta ser mayor que el del S600. Esta característica y la ausencia de fases adicionales ayudan a aumentar la conductividad en la muestra S900. La presencia de espinela GuGa2O4 adicional en S600 y S700 provoca la formación de límites de grano y, como lo demostraron Tsay y Chen41,42, estos límites de alguna manera reducen la movilidad y la concentración del portador y eventualmente disminuyen la conductividad en el material.

Obviamente no se reconoce la existencia de Mg, lo que significa que no forma una nueva fase y no se observa ningún pico adicional en las muestras asociadas a MgO o compuestos de Mg. Li et al.31 demostraron que los picos principales se desplazan a ángulos más bajos mediante dopaje con Mg en estructuras CGO. Para aclarar esta cuestión, además de las líneas principales del JCPDS: 00–035-1402 (α-CGO) y 00–026-0514 (spinel-CGO), hemos ilustrado un patrón XRD ampliado de las muestras en el rango de 35,5 a 37,0 ° (recuadro de la Fig. 2), que muestra un ligero cambio hacia ángulos más bajos. La presencia de Mg2+ divalente, que normalmente reemplaza al Ga3+ trivalente, provoca tensión en la estructura del CGO, lo que a su vez desplaza los picos de XRD a los ángulos inferiores43. Por lo tanto, se puede concluir que el Mg está efectivamente dopado en la estructura CGO. El radio atómico del Mg2+ es ligeramente mayor que el del Ga3+. Por lo tanto, al reemplazar Ga3+ con Mg2+, los iones más grandes de Mg2+ empujan ligeramente la estructura cristalina, lo que provoca tensión de compresión. Como sabemos, la tensión de compresión mueve los picos del patrón XRD a ángulos más bajos44. A temperaturas de recocido más altas, los átomos se mueven debido al fenómeno de difusión y la densidad de los átomos dopantes cambia en áreas locales. Sin embargo, nuestro propósito no es examinar estos fenómenos en detalle. Hemos intentado elegir un dopante adecuado para aumentar la concentración de portadores en el material CGO y proporcionar la conductividad deseada.

Preparamos imágenes FESEM transversales y de vista superior de las muestras S600 y S900 para investigar la calidad y morfología de las películas delgadas sintetizadas, que se pueden ver en la Fig. 3. Las Figuras 3a, b muestran la sección transversal de S600 y S900. respectivamente. El espesor de las muestras es casi el mismo, alrededor de 600 nm, y la uniformidad de las muestras se puede observar bien en ambas muestras. Las Figuras 3c, d representan la vista superior de las muestras S600 y S900, respectivamente. En ambas muestras se puede observar claramente la uniformidad de la superficie, lo que indica la alta calidad de las muestras. Se puede ver una diferencia importante en las imágenes FESEM de las dos muestras. La muestra S900 tiene una morfología más uniforme y parece que con la formación del CGO monofásico, los granos se hundieron entre sí y formaron una estructura uniforme. Por el contrario, en la muestra S600, con presencia de fases adicionales de espinela, la morfología es granulada.

Imágenes FESEM transversales para (a) películas delgadas S600 y (b) S900. Imágenes FESEM de vista superior capturadas a partir de muestras (c) S600 y (d) S900. EDS con tablas de proporciones atómicas asociadas para muestras (e) S600 y (f) S900. Mapeo EDS adquirido a partir de la sección transversal de las capas (g) S600 y (h) S900.

Además de las imágenes FFESEM, la distribución de elementos atómicos en las muestras S600 y S900 se puede ver como análisis EDS en la Fig. 3e, f. El mapeo EDS transversal de estas muestras también está disponible en la Fig. 3g, h. Los resultados de estos análisis se resumen cuantitativamente en las tablas de la Fig. 3e, f. En ambas muestras se pueden observar elementos Cu, Ga, O y Mg. La proporción atómica del elemento Mg en las dos muestras es de alrededor del 2 al 3%, lo que es casi consistente con nuestras condiciones aplicadas en la etapa de síntesis. Es posible que los resultados de la EDS no sean muy fiables para espesores bajos. Así, durante nuestras inspecciones examinamos varias capas de distintos espesores. Sintetizamos la capa de CGO preparada a una temperatura de 900 °C incluso con un espesor de más de 1 μm. La imagen FESEM transversal junto con el espectro EDS de esta capa se puede ver en la Figura S1 de la información complementaria. El espectro EDS de esta capa de CGO relativamente gruesa (más de 1 µm) indica que las relaciones estequiométricas de los diversos elementos son similares a las que hemos informado para las capas de 600 nm. Para espesores superiores a 1 μm, se estima que la proporción atómica de Mg está entre 2 y 3%, que está casi en el mismo rango en las muestras de 600 nm. Existe una analogía similar para la proporción atómica de oxígeno. La existencia de esta similitud estequiométrica nos llevó a informar también las proporciones atómicas para las capas de 600 nm. Según el dopaje específico de nuestro objetivo (2,5%), esperamos que el porcentaje atómico de Mg en todas las capas preparadas (600 nm y 1100 nm) sea casi igual. En caso de cambios en las proporciones atómicas de oxígeno en capas más delgadas sobre un sustrato, es posible que la cantidad de Mg también experimente grandes cambios. No se ha observado tal alteración en la proporción atómica del Mg.

La concentración relativa de Cu en comparación con el estado estequiométrico (Cu1Ga1O2) muestra alrededor de 4 y 5% de vacancia de Cu (VCu) en S600 y S900, respectivamente. De hecho, VCu es uno de los factores de conductividad de tipo p más importantes en la delafosita CGO45. Gake et al.46 demostraron que la energía de formación de VCu es menor que la de todos los demás defectos (por ejemplo, CuGa, GaCu, Oi, VO, Cui, Gai y VGa). Este defecto que se forma fácilmente provoca niveles de aceptor superficiales y conductividad de tipo p en CGO. Los defectos intrínsecos tipo aceptor, VCu, tienen una energía de formación muy baja o incluso negativa en algunos casos (a altas energías de Fermi), lo que provoca la compensación de los portadores de electrones y descarta completamente el CGO de tipo n. Bredar et al.5 demostraron que la concentración de huecos en CGO puede aumentar hasta 1021 cm-3 en sólo un 4% de vacancia de Cu. Además de VCu (y las interestatales de oxígeno, Oi), el dopaje intencional con átomos divalentes en la estructura CGO puede aumentar la concentración de huecos. Li et al.31, Herraiz-Cardona et al.47 y Tsay et al.42 investigaron el dopaje con Mg en la estructura de CGO y demostraron que la concentración de huecos y la conductividad pueden controlarse mediante el dopaje con Mg. Además, Bredar5 ha observado un exceso de VCu en CGO:Mg. Esto significa que el dopaje con Mg aumenta el propio VCu y eleva la concentración de huecos.

Para estudiar las características estructurales y los enlaces químicos formados en las películas delgadas, preparamos espectros Raman y FTIR. Los espectros Raman de las muestras S600, S700, S800 y S900 se representan en la Fig. 4a. La representación irreducible de los modos fonónicos para la delafosita CGO en el punto \(\Gamma\) de la zona de Brillouin es la siguiente:

(a) Raman y (b) espectros FTIR para las muestras recocidas a diferentes temperaturas. En el recuadro se representan los modos vibratorios Eu y A2u de la estructura delafosita.

En esta representación, los modos \(A\) representan oscilaciones de la red a lo largo del eje c (a lo largo de los enlaces O-Cu-O), mientras que los modos \(E\) doblemente degenerados representan oscilaciones perpendiculares al eje c. Los modos indexados g \(\left({A}_{1g}+{E}_{g}\right)\) son modos pares y Raman activos, mientras que los modos indexados u \(\left({A}_ {2u}+{E}_{u}\right)\) los modos impares (ambos oxígenos oscilan en fase) no son activos Raman y solo están activos IR. En el modo \({A}_{1g}\), los átomos de Cu y Ga están fijos, y los átomos de O oscilan en fase opuesta entre sí a lo largo del eje c. Los picos observados a 371 y 738 cm −1 en la Fig. 4a se pueden atribuir a los modos de vibración \({E}_{g}\) y \({A}_{1g}\). Ahmed y Mao49 informaron observaciones similares en su investigación. El pico observado a 207 cm−1 también indica el modo de vibración \({A}_{g}\). Jlaiel et al.50, mediante una investigación de delafosita CGO, señalaron este pico, que es causado por la simetría del plano σ. Como se mencionó anteriormente, al aumentar la temperatura y aumentar el tamaño de los cristalitos en la muestra S900, se ha vuelto más uniforme. Por lo tanto, el ancho de Raman ha disminuido en los picos \({E}_{g}\) y \({A}_{1g}\), lo que concuerda con los resultados de XRD. En las muestras S600 y S700, también se observan picos menores en 525 cm-1, que pueden atribuirse al modo M3. Este modo, que es un efecto inducido por el estrés de los modos \({A}_{g}\) y/o \({B}_{u}\), puede ser causado por los efectos de tensión de las fases de espinela y CuO. . Según la regla de selección Raman, estos modos están prohibidos, aunque serán permitidos por ruptura de simetría51.

La Figura 4b muestra los espectros FTIR para las muestras. Los modos de vibración \({E}_{2u}\) y \({A}_{2u}\) que están inactivos en el análisis Raman ahora están activos en FTIR. Para una mejor comprensión, los modelos de oscilación de estos modos se representan en el recuadro de la Fig. 4b. Los picos observados en todas las muestras alrededor de 415 y 704 cm−1 representan los modos \({E}_{u}\) y \({A}_{2u}\), respectivamente. Estos picos corresponden a los enlaces O–Cu y O–Ga, que han sido confirmados previamente4,52. Aunque la presencia de cationes de Mg no crea un nuevo pico, hace que los picos de FTIR cambien a números de onda más altos debido a la menor masa de Mg en comparación con Ga43. Utilizando cálculos ab-initio, Pellicer-Porres et al.48 calcularon las frecuencias de oscilación de los modos \({E}_{u}\) y \({A}_{2u}\) como 387 y 645 cm−1, respectivamente, que son claramente inferiores a nuestras observaciones. La presencia de la fase de espinela en el análisis FTIR y distinguirla de la fase delafosita es imposible porque el rango de frecuencia de sus modos FTIR se superpone completamente con los de la delafosita53. El análisis Raman, junto con FTIR, muestra la calidad de la estructura cristalina y el tipo de enlaces moleculares. Confirman que la estructura cristalina de CGO está bien formada en la muestra S900, porque los picos se han vuelto más nítidos a medida que aumenta la temperatura. Esto significa que se ha configurado una estructura cristalina más fina, lo que concuerda totalmente con los resultados de XRD y FESEM.

Con el propósito de estudiar las propiedades ópticas de las películas delgadas sintetizadas y evaluar su banda prohibida óptica, proporcionamos el espectro de absorción de las muestras, que se puede ver en la Fig. 5. La Figura 5a especifica los espectros de absorción para diferentes muestras. Como se puede observar en la figura, se encuentra que el borde de absorción de las muestras sufre un desplazamiento hacia el azul con el incremento de temperatura, lo que indica la alteración en la banda prohibida óptica. Utilizando la ecuación de Tauc54;

Se puede calcular la banda prohibida óptica. En esta ecuación, \(\alpha\) es el coeficiente de absorción, \(h\nu\) es la energía del fotón, \(A\) es una constante independiente de la energía, \({E}_{g}\) es la banda prohibida, y \(n\) es igual a 1/2 para la banda prohibida directa y 2 para la indirecta. La Figura 5b muestra los gráficos de Tauc con \(n\) =1/2 (banda prohibida directa) para diferentes muestras. Al ajustar las curvas en el rango lineal, la banda prohibida directa para las muestras S600, S700, S800 y S900 se puede evaluar como 3,49, 3,61, 3,68 y 3,71 eV, respectivamente. La banda prohibida aumenta con la temperatura, como también informaron Yu et al.33. En general, la tensión de tracción reduce la banda prohibida55. Se puede predecir que, a medida que la temperatura disminuye, los límites delafossita/espinela provocan tensión de tracción y la banda prohibida disminuye. Además, el CGO de espinela, que se encuentra más en las muestras S600 y S700, tiene una banda prohibida indirecta de 1,77 eV56. En este sentido, la ligera disminución de la banda prohibida en muestras con menor temperatura de recocido puede estar relacionada en cierta medida con este factor.

(a) espectros de absorción para las películas delgadas de CGO sintetizadas en diferentes condiciones. Gráficos Tauc de muestras correspondientes mediante (b) consideración de banda prohibida \((\mathrm{n}=1/2)\) directa y (c) indirecta \((\mathrm{n}=2)\). Todos los ajustes se realizan en rangos lineales de las gráficas mediante el software OriginLab. En el recuadro, una curva esquemática ilustra la estructura de bandas conceptualizada para α-CGO y algunas transiciones de electrones principales con diferentes distancias de energía.

Las colas de la región visible del espectro de absorción, que ocurren en todas las muestras (Fig. 5a), se pueden atribuir a la sustitución de cationes Ga3+ por cationes Mg2+. En este caso, algunos niveles de defecto se infiltran en el gap energético, lo que provoca alteración en las curvas de absorción2. Li et al.31 también han observado este fenómeno mediante dopaje con Mg y Zn. Según su explicación, la presencia de impurezas de Mg y Zn provoca la inyección de portadores de huecos en el CGO, lo que provoca más transiciones en la estructura de la banda, así como una fuerte absorción en la región visible.

Según los cálculos de la teoría funcional de la densidad (DFT) utilizando la aproximación de la densidad local, incluida la corrección de Hubbard (LDA + U), el α-CGO es prácticamente un semiconductor indirecto16. Hay transiciones LL, Γ-Γ y F-Γ con energías correspondientes de 3,75, 2,02 y 2,55 eV. Las transiciones LL y Γ-Γ son directas y la transición F-Γ es indirecta, aunque la transición Γ-Γ está prohibida. La transición F-Γ asistida por fonones indirectos con una diferencia de energía de 2,55 eV tiene una sección transversal de absorción inferior, por lo que ocurre con menor probabilidad. Sin embargo, estas transiciones indirectas también pueden ser efectivas en la forma de cola de los espectros de absorción. Como es sabido, la curva de absorción de un semiconductor indirecto no es muy pronunciada y siempre crece con una pendiente suave. La Figura 5c muestra el gráfico Tauc considerando \(n\) =2 (banda prohibida indirecta) para las muestras. Las bandas prohibidas indirectas de CGO se pueden obtener ajustando las curvas en la región lineal. Estas bandas prohibidas se encuentran entre 2,6 y 2,8 eV, lo que concuerda con nuestra discusión anterior.

Medimos la conductividad CC de las capas sintetizadas en diferentes condiciones, utilizando un dispositivo sonda de 4 puntos. En esta configuración, se colocaron 4 terminales con punta dorada a distancias iguales de 1 mm en las capas de CGO. Para aumentar la precisión del sistema, las dos sondas interna y externa leen por separado el voltaje y la corriente, respectivamente. La Tabla 2 resume la conductividad de CC para las muestras. Según el rango dinámico del sistema de sonda de 4 puntos, las dos muestras S400 y S500 mostraron una resistencia sobrecargada que indica una conductividad muy baja de estas muestras, que no pudo medirse. La conductividad de las muestras S600, S700, S800 y S900 es 1,19 × 10−3, 1,81 × 10−3, 1,86 × 10−3 y 2,24 × 10−3 S/cm, respectivamente. La conductividad de las capas aumenta con la temperatura de recocido. Estos valores están cerca de los resultados de otros grupos que han investigado la conductividad de α-CGO, que también se incluyen en la Tabla 2. Los resultados de las pruebas de conductividad concuerdan bien con resultados anteriores. Como se analizó anteriormente, las muestras sintetizadas a temperaturas más bajas eran multifásicas y, al aumentar la temperatura de recocido a 900 °C, se logró la fase de delafossita pura. Las fases secundarias y la formación de centros de dispersión de electrones en los límites de las diferentes fases pueden provocar una disminución de la conductividad, lo que concuerda con los resultados de la prueba de conductividad de CC.

Para investigar más a fondo las propiedades de transporte de electrones de las muestras sintetizadas, organizamos el análisis EIS. Esta configuración incluyó una película delgada de CGO como electrodo de trabajo, un electrodo de referencia de Ag/AgCl y un contraelectrodo de platino. La frecuencia se moduló en el rango de 1 Hz a 1 MHz. El análisis se realizó en modo oscuro con una polarización de señal grande de 0,9 V y un voltaje de señal pequeña de 10 mV. Los gráficos de Nyquist de diferentes muestras se muestran en la Fig. 6a. El circuito equivalente de Randles modificado empleado para ajustar los resultados experimentales se puede ver en el recuadro. Los gráficos de Nyquist de todas las muestras consisten en un semicírculo, lo que indica la presencia de una sola unión de interfaz (CGO/electrolito). En el circuito equivalente de dicho diagrama de Nyquist, Rs es la resistencia en serie y representa todas las resistencias en el circuito externo, incluida la resistencia del electrolito y de los contactos. Rd y Cfilm caracterizan la resistencia al transporte de carga y la capacitancia de película delgada, respectivamente. Rct representa la resistencia de transferencia de carga en la interfaz CGO/electrolito y CPE es un elemento de fase constante que representa la capacitancia causada por la región de agotamiento en esta interfaz. La resistencia al transporte de carga (Rd) en las muestras S600, S700, S800 y S900 es 476, 331, 307 y 260 kΩ, respectivamente. Como puede verse, con el incremento de la temperatura de recocido, la resistencia al transporte de carga disminuye, lo que concuerda con nuestras observaciones anteriores.

(a) Gráficos de Nyquist y (b) Análisis de Mott-Schottky para muestras S600-S900 obtenidas mediante una celda electroquímica convencional de tres electrodos en electrolito de Na2SO4. En el recuadro se representan el circuito equivalente aplicado y el concepto de voltaje de banda plana.

La Figura 6b muestra las curvas del análisis Mott-Schottky para los electrodos de trabajo S600, S700, S800 y S900 logrados con la misma configuración que el análisis EIS. Los resultados se midieron a una frecuencia de 1 kHz, en el rango de voltaje de − 0,9 a + 0,9 V. Teniendo en cuenta la pendiente negativa de los gráficos, se puede reconocer que todas las muestras son semiconductores de tipo p. Según la pendiente de las curvas, las intersecciones con el eje x y la relación de Mott-Schottky:

Se puede encontrar la concentración de huecos y el voltaje de banda plana. En esta ecuación, \(C\), \(\varepsilon\) y \({\varepsilon }_{0}\) representan la capacitancia medida por el potenciostato, la permitividad relativa y la permitividad del vacío, respectivamente. \(A\) y \(e\) denotan el área activa de la película en contacto con el electrolito y la carga elemental, respectivamente. \({N}_{d},V\) y \({V}_{fb}\) representan la concentración del aceptor, el potencial aplicado por el potenciostato y el voltaje de banda plana, respectivamente. \({k}_{b}\) y \(T\) son la constante de Boltzmann y la temperatura absoluta (~ 300 K). Con base en la aproximación completa de la ionización a temperatura ambiente, se puede concluir que la concentración del hueco es casi igual a la concentración del aceptor. En este caso, la densidad del portador de huecos para las muestras S600, S700, S800 y S900 es 7,87 × 1016, 8,55 × 1016, 7,81 × 1016 y 8,98 × 1016 cm-3, respectivamente. Aunque las concentraciones de huecos están cercanas entre sí, la concentración de huecos en la muestra S900 es mayor que la de las otras muestras y no hay una tendencia clara en la densidad de portadores de las muestras. La concentración relativamente mayor de huecos en la muestra S900 puede ayudar a aumentar la conductividad en esta muestra y, como hemos visto antes en los análisis de conductividad EIS y DC, esta muestra mostró una conductividad más alta que la de las otras muestras. El \({V}_{fb}\) se estima utilizando las intersecciones con el eje x para las muestras S600, S700, S800 y S900, respectivamente, como 0,37, 0,28, 0,31 y 0,24 V. El voltaje de banda plana es el potencial barrera contra el flujo de portadores de carga desde el semiconductor a la interfaz. El recuadro de la Fig. 6b ilustra el concepto de voltaje de banda plana. Aunque se obtiene \({V}_{fb}\) para la interfaz CGO/electrolito, es posible comparar claramente los voltajes de banda plana entre diferentes muestras. Entre todas las muestras, S900 tiene el \({V}_{fb}\) más bajo. En este sentido, en una unión metal/S900, podemos esperar un voltaje de banda plana más bajo y el flujo de corriente puede fluir con menor dificultad.

Después del tratamiento térmico y la formación de películas delgadas de α-CGO, fabricamos un detector fotoconductor tipo MSM con los mismos electrodos. Para este propósito, depositamos metales de cobre (Cu), plata (Ag) y níquel (Ni) mediante el método PLD en las muestras y luego modelamos electrodos interdigitados con una distancia de 200 μm mediante la técnica de fotolitografía. Varios contactos metálicos con diferentes funciones de trabajo pueden cambiar las características del fotodetector. Por ejemplo, dependiendo de la función de trabajo del electrodo metálico, el contacto puede ser óhmico o Schottky, lo que cambia las propiedades fotovoltaicas del dispositivo. Elegimos tres metales, Cu, Ag y Ni, que tienen aproximadamente funciones de trabajo de 4,5, 4,7 y 5,1 eV, para investigar su efecto sobre el UV-PD al tener una variedad de funciones de trabajo. La Figura 7h representa la imagen microscópica de estos electrodos en la película delgada de CGO. Examinamos el rendimiento de muestras fabricadas con diferentes electrodos, utilizando iluminación de luz de 365 nm y un medidor de fuente Keithley. Empleamos solo muestra S900 para fabricar los PD debido a las características electrónicas superiores y la fase pura delafossita de esta muestra.

Las características I – V para (a) Ag-, (b) Cu- y (c) contacto PD basado en Ni bajo diferente potencia incidente (365 nm). Las curvas I – T de los dispositivos (d) Ag y (e) Cu PD. (f) Comportamiento transitorio de PD para muestras de contacto de Ag, Cu y Ni entre estados ON y OFF. (g) Parámetros de capacidad de respuesta, detectividad y fotocorriente dependientes de la potencia para diferentes dispositivos fabricados. (h) Imagen microscópica de los dedos de Cu interdigitados en la capa de CGO.

Las Figuras 7a, b, c muestran las características I – V a diferentes potencias incidentes para la muestra S900 con tres electrodos de Ag, Cu y Ni. Las curvas I – V para la muestra de Cu demuestran la curva característica de una PD de MSM tipo Schottky. Los fotodetectores con electrodos de Ag y Ni funcionan como dispositivos óhmicos. Considerando la baja función de trabajo del Cu (4,5 eV), este resultado podría haberse esperado. Como regla general, si la función de trabajo del metal es menor que la del semiconductor tipo p, el contacto metal/semiconductor será Schottky57. Sin embargo, el conocimiento exacto de las funciones laborales puede no ayudar a comprender correctamente la naturaleza de la conexión, porque en este fenómeno intervienen diversos y complejos factores. Por ejemplo, el efecto de fijación del nivel de Fermi puede cambiar la naturaleza de la conexión con Schottky u Ohmic, contrariamente a la regla de Schottky-Mott. La determinación del contacto óhmico o Schottky según la diferencia de función de trabajo es una afirmación general. Pero en general, la baja función de trabajo del cobre en comparación con lo que esperamos del CGO (4,9–5,3 eV) nos da una expectativa a priori de que el contacto debe ser Schottky. En el caso del níquel, que tiene una función de trabajo mayor, esperamos un contacto óhmico. Sin embargo, como se mencionó anteriormente, conociendo las funciones de trabajo exactas (electrodos y semiconductores), no es posible tomar una decisión definitiva sobre el tipo de conexión con total certeza. Creemos que el mejor juicio sobre la naturaleza del contacto se puede deducir de las Figs. 7a, b, c, que se toman de los resultados experimentales. Las diferencias en las funciones laborales pueden ser significativas, pero ésta no es toda la historia.

Como mencionamos en nuestra investigación anterior29 sobre PD basadas en CGO simuladas, el comportamiento del sistema para funciones de trabajo en metal inferiores a 5,1 eV no puede ser óhmico. Sin embargo, en la investigación actual, el electrodo de Ag con una función de trabajo de 4,7 eV exhibe un comportamiento lineal. Cabe señalar que en nuestra simulación se ignoraron algunos fenómenos definidos. De hecho, algunas condiciones reales no se pueden investigar mediante la simulación TCAD. Por ejemplo, en el proceso de establecer un contacto metálico en el CGO, una gran cantidad de átomos de Ag penetran en el CGO y, a pesar de que el caso ideal de contacto de Ag es Schottky, el contacto se vuelve óhmico al reducir la función de trabajo del CGO. y/o reduciendo la resistencia de la interfaz. Esta tendencia ha sido reportada en varios artículos58,59,60,61,62. Además, en nuestra investigación anterior, se calculó que la función de trabajo del CGO está entre 5,30 eV y 5,64 eV. En ese caso el contacto fue tipo Schottky, suponiendo un electrodo de Au puro con una función de trabajo de 5,10 eV. Cabe mencionar que diferentes condiciones y métodos de síntesis producen CGO con un amplio rango de funciones de trabajo. Por ejemplo, Esthan et al.63 lograron sintetizar CGO mediante la técnica de evaporación reactiva asistida por plasma de oxígeno con una función de trabajo de 4,9 eV, que está mucho más cerca de la función de trabajo de Ag (4,74 eV). Por lo tanto, la posibilidad de un contacto óhmico no está lejos de nuestra mente.

El comportamiento de los fotodetectores se puede describir de la siguiente manera para diferentes electrodos metálicos. En estado oscuro, se generan algunos agujeros debido a excitaciones térmicas en el semiconductor CGO. Al aplicar un voltaje de polarización, estos agujeros son arrastrados por el campo eléctrico y quedan recogidos en los electrodos, lo que lleva a la formación de una corriente oscura. Al iluminar luz, se genera un exceso de portadores en la masa del semiconductor. Debido a la naturaleza de contacto óhmico de los fotodetectores basados ​​en electrodos de plata y níquel, la barrera Schottky es infinitesimal contra el flujo de electrones y huecos, y los electrodos pueden recogerlos fácilmente. Un voltaje de polarización más alto aplica un campo eléctrico más alto al CGO, lo que hace que fluya una corriente más alta en el fotodetector, correspondiente a la polarización de voltaje. De esta forma, el comportamiento de la curva I-V en muestras de plata y níquel será lineal o, en otras palabras, óhmico. Sin embargo, el comportamiento del fotodetector basado en el electrodo de cobre presenta un comportamiento diferente. El cobre, al tener una función de trabajo inferior, provoca una barrera de Schottky casi grande. La estructura Cu/CGO/Cu forma un sistema de dos diodos Schottky consecutivos. Al aplicar polarización de voltaje a este sistema, un diodo siempre está en polarización directa y el otro en polarización inversa. La anchura de la capa de agotamiento para el electrodo en polarización directa se reduce y el flujo portador es fácilmente posible. Sin embargo, en el electrodo con polarización inversa, la anchura de la capa de agotamiento se vuelve grande. De esta manera, casi todo el voltaje aplicado se ejerce sobre la capa de agotamiento del electrodo con polarización inversa. En realidad, la corriente total del fotodetector está limitada por el diodo polarizado inverso, mientras que el diodo polarizado directo juega un papel insignificante debido a su baja resistencia 64. En modo oscuro, los agujeros en el CGO no pueden atravesar la barrera Schottky y solo una pequeña La corriente (corriente de saturación inversa) se genera por la deriva de los portadores en presencia del campo eléctrico. Al aplicar iluminación luminosa, se producen portadores de huecos de electrones en la región de agotamiento, que pasan a través del diodo de polarización inversa mediante un mecanismo de emisión termoiónica. De hecho, esta corriente es la corriente de saturación inversa, que aumenta linealmente con el flujo de fotones en el caso de la irradiación de luz. Por lo tanto, la curva I – V para la estructura Cu / CGO / Cu en la rama de voltaje aplicada negativa es similar a la de un diodo convencional con polarización inversa bajo irradiación. Sin embargo, en la rama de voltaje positivo aplicado, el otro diodo está en el modo de polarización inversa y el diodo anterior está en el modo de polarización directa. El comportamiento del sistema se repite una vez más con polarización de corriente alterada y la forma simétrica de este sistema de dos diodos adosados ​​está justificada.

La fotoconductividad se debe al exceso de portadores de carga que se forman al irradiar luz al semiconductor. De esta manera, la fotodetección se logra aumentando el exceso de portadores de carga inducidos por la luz. Sin embargo, los procesos relacionados con la superficie también pueden ser eficaces en el mecanismo de fotoconductividad 65. Los efectos de la superficie se vuelven sustanciales en los fotodetectores basados ​​en nanoestructuras de ZnO tipo n25. Las moléculas de O2 son adsorbidas en la superficie de las nanoestructuras en modo oscuro mediante la reacción:

Durante esta reacción, las moléculas de O2 capturan electrones de la banda de conducción del ZnO. De esta manera se reducen los portadores de electrones y se establece una región de agotamiento y una barrera de potencial que reduce la corriente oscura. Posteriormente, por radiación luminosa y la generación de pares electrón-hueco en el ZnO, algunos huecos se desplazan hacia la superficie y durante un proceso de recombinación liberan iones de oxígeno de la superficie:

Como resultado de esta desorción superficial, los electrones capturados se liberan y regresan a la banda de conducción del ZnO, lo que aumenta la conductividad66. El proceso de adsorción/desorción de oxígeno en la superficie provoca una disminución de la corriente oscura y un crecimiento de la fotocorriente, lo que eventualmente beneficia la mejora del rendimiento de la fotoconductividad del semiconductor ZnO tipo n. Este mecanismo es diferente en los semiconductores tipo p. Por ejemplo, tiene un efecto distintivo sobre la fotoconductividad e incluso causa fotoconductividad negativa en nanoestructuras de ZnSe tipo p67. Los iones \({O}_{2 }^{-}\) se forman en la superficie de ZnSe de acuerdo con la ecuación. (4) por adsorción de oxígeno en modo oscuro. Captar un electrón en este material tipo p es idéntico a liberar un agujero en la banda de valencia. Al aumentar la concentración de agujeros en modo oscuro, aumenta la conductividad y aumenta la corriente oscura. Al iluminarse con luz y generar pares electrón-hueco, los agujeros pueden liberar oxígeno adsorbido, como antes. Esto indica que los agujeros que se liberaron antes se recombinan y aniquilan. Entonces, la conductividad de este material tipo p disminuye bajo la irradiación de luz al reducir la concentración de agujeros, lo que causa una fotoconductividad negativa. Aún así, la gravedad de estos efectos depende en gran medida de la superficie efectiva del semiconductor. El proceso de adsorción/desorción de oxígeno puede considerarse dominante en nanoestructuras donde la relación superficie/volumen es muy alta. Sin embargo, en películas delgadas que poseen una estructura compacta, la relación superficie/volumen es considerablemente baja. La densidad de los átomos en la superficie y en masa se puede considerar aproximadamente 1015 cm-2 y 1023 cm-3, respectivamente68. En cuanto a las películas delgadas de CGO, como también muestran las imágenes de FESEM, se puede suponer que la superficie efectiva que está en contacto con la atmósfera es mucho menor que la que percibimos en las nanoestructuras. En un semiconductor poroso de ZnO, el área de superficie específica (SSA) se puede estimar incluso en valores superiores a 100 m2/g69. Esta superficie específica será miles de veces menor para películas delgadas y densas, por lo que el proceso de adsorción/desorción de oxígeno casi puede ignorarse. De acuerdo con el mecanismo de adsorción/desorción de oxígeno en materiales tipo p, se puede imaginar que se debería observar fotoconductividad negativa en CGO en caso de procesos dominantes relacionados con la superficie. Sin embargo, tales observaciones no se ven en nuestros resultados experimentales. La adsorción/desorción de oxígeno puede reducir una parte de la fotocorriente en CGO, pero la proporción de estos efectos es tan pequeña que su presencia no se detecta. De esta manera, el mecanismo dominante de la fotoconductividad puede atribuirse a la generación de pares electrón-hueco en el CGO y su transporte por el campo eléctrico.

Se puede estimar la capacidad de respuesta (\(R\)) de los dispositivos según la relación70;

En esta ecuación, \({I}_{Ph}\), \({I}_{dark}\) y \({P}_{in}\) son la corriente bajo iluminación (fotocorriente), oscuridad corriente y potencia de luz incidente, respectivamente. La responsividad es un punto de referencia para evaluar el desempeño de los PD. La capacidad de respuesta de las muestras de Ag, Cu y Ni es 85, 29 y 3 mA/W con un voltaje de polarización de -5 V, respectivamente. Teniendo en cuenta la naturaleza óhmica del contacto de Ag y la formación de un dispositivo de tipo fotoconductor, se puede ver que la capacidad de respuesta en esta muestra es mucho mayor que la de las otras muestras. Como también confirmaron estudios anteriores, la capacidad de respuesta de los dispositivos fotoconductores es generalmente mayor que la de los fotodiodos y los sistemas basados ​​en contactos Schottky71. La capacidad de respuesta superior de la muestra de Ag en comparación con la muestra de Ni puede deberse a la menor resistencia específica de la plata. La formación de un contacto óhmico no sólo está relacionada con la ubicación de los niveles de energía, sino que también depende de la resistencia del contacto. Como lo establece la definición, un contacto óhmico se define como una unión de metal/semiconductor que tiene una resistencia insignificante en relación con la resistencia total del dispositivo semiconductor72.

La corriente oscura (con polarización de −5 V) en muestras de Ag, Cu y Ni es 670, 1,36 y 1710 nA, respectivamente. La corriente oscura en la muestra de Cu es muy baja, lo cual es una característica de los sistemas Schottky. La barrera Schottky provoca un flujo de carga inferior desde el metal hacia el semiconductor, en modo oscuro. La baja corriente oscura se considera un factor decisivo en las PD. Esta cantidad se puede expresar de manera más inteligente en forma de potencia equivalente de ruido (NEP) o detectividad específica (\({D}^{*}\)) que tiene una relación inversa con la raíz cuadrada de la corriente oscura73:

En esta ecuación \(A\) es el área activa de la PD y \(q\) denota la carga del electrón. La detectividad específica describe qué tan sensible es el PD a una señal débil. \({D}^{*}\) para muestras de Ag, Cu y Ni es 6,37 × 1010, 4,72 × 1011 y 1,49 × 109 Jones, respectivamente. El PD basado en Cu, que es un Schottky-MSM, tiene el \({D}^{*}\) más alto y es más adecuado para detecciones sensibles. Además, la relación de corriente de foto a oscuridad (PDCR) en un voltaje de polarización de −5 V y una potencia incidente de 0,15 mW para muestras de Ag, Cu y Ni es 20, 3144 y 2,5. El valor más alto de esta relación en la muestra de Cu también indica la mayor sensibilidad de este dispositivo a la luz incidente.

Las Figuras 7d, e determinan las curvas I – T de muestras de Ag y Cu en modos de iluminación ENCENDIDO y APAGADO consecutivos en los mismos intervalos de período. La fotocorriente aumenta al aumentar la potencia incidente, que coincide bien con las curvas I-V. Como se puede observar, en períodos de 60 s, cuando se enciende la fuente de luz, la corriente alcanza su estado de saturación. Estas cifras indican qué tan confiables son los PD y qué tan bien se repiten los resultados en diferentes potencias de incidente. También se investigó la estabilidad a largo plazo de los fotodetectores fabricados. Para ello, se examinó la estabilidad de los fotodetectores de Ag y Cu durante 20 ciclos ON/OFF consecutivos. Los resultados de esta prueba se pueden ver en la Figura S2 de la información complementaria. La fotocorriente de cada dispositivo se reproduce en cada período, lo que muestra la reproductividad de los dispositivos y su estabilidad a largo plazo. Sin embargo, la fotocorriente en los dos primeros períodos no se establece completamente, lo que puede deberse a que el sistema no ha alcanzado el equilibrio térmico en los momentos iniciales.

La Fig. 7f representa el comportamiento transitorio de tres muestras de Ag, Cu y Ni en un período de curvas I – T. La fuente LED se enciende rápidamente y el medidor de fuente mide la fotocorriente hasta que la corriente alcanza el punto de funcionamiento del sistema y se satura. Luego, el LED se apaga inmediatamente para medir la caída de corriente en función del tiempo. El tiempo de respuesta del PD se mide entre el 10 y el 90% de la corriente máxima74. El tiempo de respuesta se denomina tiempo de subida y tiempo de caída cuando el sistema se enciende y se apaga, respectivamente. El tiempo de subida para las muestras de Ag, Cu y Ni es 12,2, 1,8 y 23,1 s, respectivamente, y el tiempo de caída para las muestras correspondientes es 12,8, 5,9 y 25,7 s. Como puede verse, el tiempo de ascenso y caída de la muestra de Cu es mucho más corto que el de las muestras de Ag y Ni. El hecho de que los PD basados ​​en Schottky son más rápidos que los óhmicos se ha constatado muchas veces en la literatura75,76,77,78. Esto se puede explicar de la siguiente manera. En la unión Schottky siempre hay una barrera Schottky que hace que las bandas de energía se doblen. Esta curvatura de banda produce la presencia de un campo eléctrico fuerte o una región de agotamiento. En este caso, con la absorción de luz y la generación de pares electrón-hueco, la separación del electrón-hueco en esta región se realiza rápidamente, lo que aumenta la velocidad de respuesta del dispositivo. Sin embargo, la capacidad de respuesta de la muestra de Cu es inferior a la de Ag. Esta observación también ha sido reportada en la mayoría de los estudios79. De hecho, siempre existe un equilibrio entre capacidad de respuesta y tiempo de respuesta; En general, una mayor capacidad de respuesta conduce a un tiempo de respuesta más largo y viceversa80,81. Además de la muestra S900, también se prepararon fotodetectores basados ​​en las otras capas sintetizadas a temperaturas de 600, 700 y 800 °C mediante contacto con Ag. Las curvas I – V de estos dispositivos se pueden ver en la Figura S3 bajo iluminación UV (potencia incidente de 0,15 mW). La fotocorriente para las muestras S600, S700 y S800 es menor que la de la muestra S900, lo que puede atribuirse a las estructuras multifásicas y a la menor conductividad en estas capas. La corriente oscura es casi la misma para todas las muestras debido al electrodo de plata. Por lo tanto, reducir la fotocorriente en las muestras distintas del S900 significa reducir la capacidad de respuesta. La reducción de la capacidad de respuesta en estas muestras conduce a una detectividad específica inferior. Además, las curvas de respuesta transitoria de los fotodetectores S600, S700 y S800 en la Figura S3 muestran que las muestras de S600 y S700 tienen un tiempo de respuesta más largo, lo que puede deberse a defectos en estos semiconductores. Al intensificarse los defectos, más electrones y huecos quedan atrapados en los niveles de defecto, lo que retrasa la extracción y recolección de portadores de carga, por lo que el tiempo de respuesta aumenta. Se puede concluir que elegir la muestra S900 para construir los fotodetectores fue una elección sensata.

En las últimas dos décadas, se han hecho varios intentos de fabricar PD basados ​​en CGO. Sin embargo, no se han realizado investigaciones exhaustivas sobre este material para su aplicación en DP. Li et al.82 fabricaron UV-PD (nanoplaca CGO)/(microesfera ZnS), pero no lograron ninguna fotorespuesta. Wang et al.13 también fabricaron CGO PD basado en nanoestructura y alcanzaron una capacidad de respuesta de 0,033 A/W mediante iluminación de 365 nm con un voltaje de polarización de 10 V. Tsay y Chen41 también obtuvieron una capacidad de respuesta de 0,08 A/W mediante la fabricación de CGO PD de película delgada tipo MSM. Shi et al.36 diseñaron una PD-UV profunda basada en la heterounión CuGaO2/β-Ga2O3. No se informa ninguna respuesta para este PD autoamplificado, que funciona sin sesgo. Se informa que el tiempo de respuesta y el PDCR son inferiores a 500 ms y superiores a 40, respectivamente. Wang et al.2 también fabricaron PD basadas en CGO NP y CGO NP:Cr/ZnO, para las cuales se lograron respuestas de 0,09 y 31 mA/W, respectivamente. Li et al.31 alcanzaron respuestas de 0,64 y 1,34 A/W estableciendo heteroestructuras CGO:Mg/ZnO y CGO:Zn/ZnO, respectivamente. Todos los PD basados ​​en CGO que se han investigado hasta la fecha se enumeran en la Tabla 3 junto con sus parámetros característicos.

La dependencia de \(R\), \({D}^{*}\) y \({I}_{Ph}\) de la potencia incidente es parte del rendimiento del dispositivo, como se puede ver en la Fig. 7 g. Aunque la fotocorriente aumenta con la potencia incidente, la capacidad de respuesta y la detectividad específica disminuyen exponencialmente para todas las muestras. La caída de la capacidad de respuesta puede explicarse mediante la ecuación. (6). \({I}_{Ph}\) aumenta con \({P}_{in}\), pero este aumento de la fotocorriente no es el único factor determinante para aumentar \(R\), por lo que \({P} _{in}\) aumenta en el denominador, \(R\) disminuye. Por ejemplo, al aumentar 3,2 veces la potencia incidente de 0,15 a 0,48 mW, la fotocorriente ha crecido sólo 1,36 veces para la muestra de Ag. Esto significa que el crecimiento actual no puede compensar el aumento de energía. El crecimiento de la fotocorriente es cada vez menor a potencias incidentes más altas, de modo que se establecerá una corriente constante a potencias muy altas (porque el material no puede producir más pares electrón-hueco) y, por lo tanto, la capacidad de respuesta tiende a cero. Por el contrario, con potencias incidentes bajas, incluso una luz muy tenue puede generar muchos pares de electrones y huecos y producir una fotocorriente sustancial en comparación con la corriente oscura. En consecuencia, al reducir la potencia incidente, la capacidad de respuesta crece rápidamente. En este sentido, los PD basados ​​en Schottky son dispositivos cruciales para detectar señales ópticas débiles. Haciendo referencia a la ecuación. (7), el mismo argumento puede ser práctico para \({D}^{*}\). Excluyendo \(R\), el resto de los parámetros son constantes, por lo que \({D}^{*}\) se reduce de la misma manera que la potencia aumenta.

Un detector fotoconductor funciona registrando la fotocorriente, que es proporcional al flujo de fotones incidente83. Por lo tanto, siempre que la relación potencia-corriente sea lineal, el rendimiento del PD es confiable. Un PD ideal muestra una característica lineal I – P en su rango dinámico. Sin embargo, los PD prácticos no siempre tienen una característica I-P lineal y solo se comportan linealmente dentro de un rango definido. El rendimiento no ideal de un dispositivo se puede expresar mediante la ecuación de la ley de potencia 84;

donde \(A\) es una constante y el factor de potencia \(\theta\) es una constante experimental, que puede estimarse ajustando la curva I – P (generalmente \(0.5<\theta <1\)). Mediante un ajuste de curva alométrica en la Fig. 7g, \(\theta\) se calcula como 0,68, 0,71 y 0,65 para muestras de Ag, Cu y Ni, respectivamente. Tender \(\theta\) a 1 significa un dispositivo ideal. Se cree que \(\theta\) está relacionado con los estados trampa o defectos en el semiconductor85. Considerando el mismo semiconductor utilizado en las tres muestras (S900), es concebible la cercanía de los valores \(\theta\).

La PD basada en CGO se puede preparar con la estructura plana de MSM mediante los mismos electrodos de Ag, Cu o incluso Ni. Sin embargo, los dispositivos basados ​​en contacto de níquel no tienen resultados muy prometedores. El dispositivo con contacto plateado tendrá un tiempo de respuesta prolongado aunque muestre una buena capacidad de respuesta. Por el contrario, el dispositivo basado en electrodo de cobre, aunque no responde muy bien, funciona más rápido. Este comportamiento es similar a la tendencia que mencionamos en nuestro artículo anterior22 solo al simular los PD de CGO. Desde el punto de vista de la aplicación, es posible preparar un electrodo específico para la estructura MSM y utilizarlo en diferentes situaciones.

En este estudio, sintetizamos películas delgadas de α-CGO mediante un método sencillo. Las películas delgadas incluían varias fases de CuO, espinela y delafossita después del tratamiento térmico a diferentes temperaturas, pero la fase de delafossita pura se alcanzó a una temperatura de recocido de 900 °C. Nos dimos cuenta de que la presencia de diferentes fases provoca límites de grano y disminución de la conductividad del material. Las investigaciones ópticas mostraron que al aumentar la temperatura hasta 900 °C, las características ópticas y estructurales de las capas mejoraron gradualmente. La concentración de huecos y la conductividad de las películas delgadas recocidas a 900 °C son 8,98 × 1016 cm−3 y 2,24 × 10−3 S/cm respectivamente, lo que indica altas propiedades electrónicas. Además, investigamos la influencia del material de contacto mediante la fabricación de UV-PD de tipo MSM. El rendimiento del PD se puede modificar eligiendo varios contactos. El PD basado en el contacto de plata presenta una buena fotorespuesta con características óhmicas, mientras que el contacto de Cu muestra un aumento en la velocidad del PD beneficiando las propiedades Schottky.

Los conjuntos de datos utilizados y/o analizados durante el estudio actual están disponibles del autor correspondiente previa solicitud razonable.

Omata, T. y col. Wurtzita CuGaO2: un nuevo semiconductor de óxido de banda prohibida directa y estrecha aplicable como absorbente de células solares. Mermelada. Química. Soc. 136, 3378–3381 (2014).

Artículo CAS PubMed Google Scholar

Wang, X. et al. Investigación sobre el rendimiento de fotodetectores basados ​​en nanoplacas de CuGaO2 dopadas con Cr. Optar. Madre. Amst. 115, 111042 (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Sharifi Malvajerdi, S. et al. Síntesis de descarga de conmutación eléctrica de alto voltaje y alta corriente de nanobarras de ZnO: un nuevo método hacia la síntesis rápida y altamente sintonizable de semiconductores de óxido al aire libre y en agua para aplicaciones optoelectrónicas. Aplicación ACS. Madre. Interfaces 13, 46951–46966 (2021).

Artículo CAS PubMed Google Scholar

Ursu, D., Miclau, M., Banica, R. y Vaszilcsin, N. Impacto del dopaje con Fe en el rendimiento de las células solares sensibilizadas con tinte tipo CuGaO2 p. Madre. Letón. 143, 91–93 (2015).

Artículo CAS Google Scholar

Bredar, ARC, Blanchet, MD, Comes, RB & Farnum, BH Evidencia e influencia de las vacantes de cobre en películas mesoporosas de CuGaO2 tipo p. Aplicación ACS. Materia energética. 2, 19-28 (2019).

Artículo CAS Google Scholar

Yu, M., Natu, G., Ji, Z. & Wu, Y. Células solares sensibilizadas con tinte tipo p basadas en nanoplacas de delafossita CuGaO2 con fotovoltajes de saturación superiores a 460 mV. J. Física. Química. Letón. 3, 1074–1078 (2012).

Artículo CAS PubMed Google Scholar

Lekse, JW, Underwood, MK, Lewis, JP & Matranga, C. Síntesis, caracterización, estructura electrónica y comportamiento fotocatalítico de CuGaO2 y CuGa1–x Fe × O2 (x = 0,05, 0,10, 0,15, 0,20) delafossitas. J. Física. Química. C 116, 1865–1872 (2012).

Artículo CAS Google Scholar

Choi, M., Yagi, S., Ohta, Y., Kido, K. y Hayakawa, T. Estimación de híbridos CuGaO2 / ZnO de tipo p delafossita como fotocatalizador semiconductor mediante el control del tamaño de las partículas. J. Física. Química. Sólidos 150, 109845 (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Ajimsha, RS, Das, AK, Joshi, MP y Kukreja, LM Estudios de alineación de bandas de heteroestructuras de Al2O3/CuGaO2 y ZnO/CuGaO2 cultivadas mediante deposición con láser pulsado. Aplica. Navegar. Ciencia. 317, 994–999 (2014).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Mío, T. et al. Control de la concentración de portadores y aplanamiento de la superficie de películas epitaxiales de CuGaO2 para un transistor transparente de canal p. Películas sólidas delgadas 516, 5790–5794 (2008).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Chen, L. y col. Matrices de nanohojas de CuGaO2 como capa de transporte de huecos en células solares de perovskita invertida. Aplicación ACS. Nanomadre. 5, 10055–10063 (2022).

Artículo CAS Google Scholar

Chen, L. y col. Nanohojas de CuGaO2 y nanopartículas de CuCrO2 mezcladas con Spiro-OMeTAD como capa de transporte de huecos en células solares de perovskita. Aplicación ACS. Nanomadre. 5, 7312–7320 (2022).

Artículo CAS Google Scholar

Wang, X. et al. Estudio de las propiedades optoelectrónicas de fotodetectores ultravioleta basados ​​en heterouniones CuGaO2 Nanoplate/nanocables de ZnO dopados con Zn. Física. Estado Sol. 257, 1900684 (2020).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Shi, L. y col. Fotoluminiscencia y propiedades fotocatalíticas de nanoplacas romboédricas de CuGaO2. Ciencia. Rep. 6, 21135 (2016).

Artículo ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Suzuki, I., Huang, B., Omata, T. y Klein, A. Limitación de energía de Fermi en las interfaces β-CuGaO2 inducida por oxidación/reducción electroquímica de Cu. Aplicación ACS. Materia energética. 3, 9117–9125 (2020).

Artículo CAS Google Scholar

Suzuki, I. y col. Estudio de primeros principios de los polimorfos de CuGaO2: delafossita α-CuGaO2 y wurtzita β-CuGaO2. Inorg. Química. 55, 7610–7616 (2016).

Artículo CAS PubMed Google Scholar

Shi, J., Liang, H. & Xia, X. Presión parcial de oxígeno que controla la epitaxia de películas de CuGaO2 y CuGa2O4 sobre sustrato de β-Ga2O3 mediante epitaxia de deposición reactiva. Cerámica. En t. 48, 4867–4873 (2022).

Artículo CAS Google Scholar

Chen, H. y col. Preparación por electrohilado de nanofibras mesoporosas de galato de espinela (MGa2O4; MNi, Cu, Co) y sus propiedades de detección de gases dependientes de iones M (II). Sens. Actuar. B Química. 240, 689–696 (2017).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Knapp, CE, Prassides, ID, Sathasivam, S., Parkin, IP y Carmalt, CJ Deposición química de vapor asistida por aerosol de una espinela de óxido de cobre y galio. ChemPlusChem 79, 122-127 (2014).

Artículo CAS PubMed Google Scholar

Faungnawakij, K., Shimoda, N., Fukunaga, T., Kikuchi, R. & Eguchi, K. Catalizadores de espinela a base de Cu CuB2O4 (B = Fe, Mn, Cr, Ga, Al, Fe0,75Mn0,25) para Reformado con vapor de dimetiléter. Aplica. Catalán. A Gen. 341, 139-145 (2008).

Artículo CAS Google Scholar

Zardkhoshoui, AM y Davarani, SSH Diseño de un supercondensador flexible de estado sólido basado en electrodos CuGa2O4 y FeP-rGO. J. Compd. de aleaciones. 773, 527–536 (2019).

Artículo CAS Google Scholar

Zhang, C. y col. Fotodetector UV ciego solar Ga2O3 totalmente transparente de alto rendimiento con electrodos integrados de óxido de indio y estaño. Madre. Hoy Phys. 33, 101034 (2023).

Artículo CAS Google Scholar

Rong, P. y col. Heteroestructura jerárquica tridimensional de ZnO/SnO2 similar a un erizo para un fotodetector ultravioleta autoalimentado de alto rendimiento. Madre. Ciencia. Semisegundo. Proceso. 145, 106634 (2022).

Artículo CAS Google Scholar

Dubourg, G. & Radović, M. Nanopartículas de TiO2 serigrafiadas multifuncionales sintonizadas mediante irradiación láser para un detector UV flexible y escalable y un sensor de etanol a temperatura ambiente. Aplicación ACS. Madre. Interfaces 11, 6257–6266 (2019).

Artículo CAS PubMed Google Scholar

Kumar, M., Bhatt, V., Abhyankar, AC, Yun, J.-H. y Jeong, H.-J. Fotodetección UV dependiente de la temperatura basada en ZnO multifuncional en forma de mancuerna y detección selectiva de gas H2. En t. J. Energía de hidrógeno 45, 15011–15025 (2020).

Artículo CAS Google Scholar

Bhatt, V., Kumar, M., Kim, J., Chung, H.-J. y Yun, J.-H. Fotoconductividad persistente en fotoconductores de ZnO dopados con Al en un ambiente de aire, nitrógeno y oxígeno: papel de los centros DX inducidos por vacantes de oxígeno. Cerámica. En t. 45, 8561–8570 (2019).

Artículo CAS Google Scholar

Lyons, JL Una encuesta de dopantes aceptores de β-Ga2O3. Semisegundo. Ciencia. Tecnología. 33, 05LT02 (2018).

Artículo de Google Scholar

Kalra, A., Muazzam, UU, Muralidharan, R., Raghavan, S. & Nath, DN El camino a seguir para los fotodetectores UV ciegos solares de banda prohibida ultra ancha. J. Aplica. Física. 131, 150901 (2022).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Abrari, M., Malvajerdi, SS, Ghanaatshoar, M., Sun, H. & Mohseni, SM Electrónica α-CuGaO2 tipo P: un estudio sobre estados de brecha y fijación de niveles de Fermi y una solución para la transición de Schottky a óhmica para aplicaciones electrónicas . Aplicación ACS. Electrón. Madre. 4, 4881–4892 (2022).

Artículo CAS Google Scholar

Ahmadi, M., Asemi, M. & Ghanaatshoar, M. CuCrO2 co-dopado con Mg y N: un TCO de tipo p récord. Aplica. Física. Letón. 113, 242101 (2018).

ADS del artículo Google Scholar

Li, L. y col. Estudio de las propiedades optoelectrónicas de nanoplacas de CuGaO2 dopadas con Zn y Mg. Optar. Madre. Amst. 123, 111865 (2022).

Artículo CAS Google Scholar

Renaud, A. y col. Impacto del dopaje con Mg en el rendimiento de las células solares sensibilizadas con colorante tipo p basadas en CuGaO2. J. Física. Química. C 118, 54-59 (2014).

Artículo CAS Google Scholar

Yu, R.-S. y Lee, Y.-C. Efectos del recocido sobre las propiedades ópticas y eléctricas de películas delgadas de CuGaO2 depositadas por pulverización catódica. Películas sólidas delgadas 646, 143-149 (2018).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Saikumar, AK, Sundaresh, S. & Sundaram, KB Preparación y caracterización de películas delgadas de óxido de cobre y galio (CuGaO2) tipo p mediante pulverización catódica dual utilizando objetivos de Cu y Ga2O3. ECS J. Ciencia del estado sólido. Tecnología. 11, 65010 (2022).

Artículo de Google Scholar

Ahmed, J., Poltavets, VV, Prakash, J., Alshehri, SM y Ahamad, T. Síntesis sol-gel, caracterización estructural y actividad catalítica bifuncional de partículas nanocristalinas de delafossita CuGaO2. J. Compd. de aleaciones. 688, 1157-1161 (2016).

Artículo CAS Google Scholar

Shi, J., Liang, H., Xia, X. & Abbas, Q. Análisis de alineación de bandas de la heterounión CuGaO2/β-Ga2O3 y aplicación al fotodetector de UV profundo. Aplica. Navegar. Ciencia. 569, 151010 (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Ueda, K. y col. Crecimiento epitaxial de películas delgadas conductoras transparentes de tipo p de CuGaO2 sobre sustratos de zafiro (001) mediante deposición con láser pulsado. J. Aplica. Física. 89, 1790-1793 (2001).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Gall, RB, Ashmore, N., Marquardt, MA, Tan, X. & Cann, DP Síntesis, microestructura y propiedades eléctricas del compuesto delafossita CuGaO2. J. Compd. de aleaciones. 391, 262–266 (2005).

Artículo CAS Google Scholar

Varadarajan, V. & Norton, DP Síntesis de película delgada de CuGaO2 mediante deposición por láser pulsado asistida por hidrógeno. Aplica. Física. A 85, 117-120 (2006).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Abrari, M., Ahmadi, M., Ghanaatshoar, M., Moazami, HR y Davarani, SSH Fabricación de células solares sensibilizadas con tinte basadas en nanoestructuras compuestas de SnO2/ZnO: un nuevo método sencillo que utiliza disolución anódica dual. J. Compd. de aleaciones. 784, 1036–1046 (2019).

Artículo CAS Google Scholar

Tsay, C.-Y. y Chen, C.-L. Crecimiento y caracterización de películas delgadas semiconductoras de CuGaO2 derivadas de sol-gel para aplicaciones de fotodetectores UV. J.Cristal. Crecimiento 468, 662–665 (2017).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Tsay, C.-Y. y Chen, C.-L. Propiedades eléctricas mejoradas de películas delgadas de semiconductores CuGaO2 tipo p mediante dopaje con Mg y Zn. Cerámica. En t. 43, 2563–2567 (2017).

Artículo CAS Google Scholar

Abrari, M., Ghanaatshoar, M., Moazami, HR y Hosseiny Davarani, SS Síntesis de nanopartículas de SnO2 mediante el método de electrooxidación y su aplicación en células solares sensibilizadas con colorante sobre la influencia del contraión. J. Electrón. Madre. 48, 445–453 (2019).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Hou, Y. et al. Gran respuesta piezoeléctrica inducida por la coexistencia de baja simetría y autopolarización en películas policristalinas de BiFeO3 dopadas con Li+-Nb5+. J. Física. Química. C 120, 6246–6251 (2016).

Artículo CAS Google Scholar

Okumura, H., Sato, K. y Kakeshita, T. Estructura electrónica, energía de formación de defectos y propiedades fotovoltaicas del CuGaO2 derivado de wurtzita. J. Aplica. Física. 123, 161584 (2018).

ADS del artículo Google Scholar

Gake, T., Kumagai, Y., Takahashi, A. y Oba, F. Defectos puntuales en CuMO2 conductor transparente tipo p (M = Al, Ga, In) a partir de los primeros principios. Física. Rev. Mater. 5, 104602 (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Herráiz-Cardona, I. et al. Conductividad de huecos y densidad de aceptores de nanopartículas de CuGaO2 tipo p determinadas por espectroscopia de impedancia: el efecto del dopaje con magnesio. Electrochim. Acta 113, 570–574 (2013).

Artículo CAS Google Scholar

Pellicer-Porres, J. et al. Propiedades vibratorias de la delafossita CuGaO2 a presión ambiente y alta. Física. Rev. B 72, 64301 (2005).

ADS del artículo Google Scholar

Ahmed, J. & Mao, Y. Síntesis, caracterización y propiedades electrocatalíticas de delafosita CuGaO2. J. Química del estado sólido. 242, 77–85 (2016).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Jlaiel, F., Elkhouni, T., Amami, M., Strobel, P. y Salah, A. Ben. Propiedades estructurales y físicas del polvo de delafosita CuGaO2 dopado con (Ca, Mg). Madre. Res. Toro. 48, 1020-1026 (2013).

Artículo CAS Google Scholar

Choi, M., Brabec, C. y Hayakawa, T. Investigaciones espectroscópicas de fotoemisión de rayos X y micro-Raman de la heterounión entre delafossita CuGaO2 y wurtzita ZnO obtenidas mediante método hidrotermal (2022).

Wang, J. y col. Transiciones electrónicas del sistema transparente CuGa1-xCrxO2 de tipo delafossita: cálculos de primeros principios y experimentos espectrales dependientes de la temperatura. J. Mater. Química. C 5, 183-191 (2017).

ADS del artículo Google Scholar

Gingasu, D. y col. Síntesis de nanopartículas de CuGa2O4 mediante métodos de combustión precursora y autopropagante. Cerámica. En t. 38, 6739–6751 (2012).

Artículo CAS Google Scholar

Abrari, M., Ghanaatshoar, M., Hosseiny Davarani, SS, Moazami, HR y Kazeminezhad, I. Síntesis de nanopartículas de SnO2 mediante electrooxidación de estaño en sal de amonio cuaternario para su aplicación en células solares sensibilizadas con colorante. Aplica. Física. A 123, 326 (2017).

ADS del artículo Google Scholar

Yun, WS, Han, SW, Hong, SC, Kim, IG & Lee, JD Efectos del espesor y la deformación en estructuras electrónicas de dicalcogenuros de metales de transición: semiconductores 2H-MX2 (M = Mo, W; X = S, Se, Te) . Física. Rev. B 85, ​​33305 (2012).

ADS del artículo Google Scholar

Gurunathan, K. y col. Fotocatalizadores de espinela CuGa2O4 prístina y dopada con Fe3+, activos en luz visible para la producción de hidrógeno solar. En t. J. Energía de hidrógeno 33, 2646–2652 (2008).

Artículo CAS Google Scholar

Foresi, JS & Moustakas, TD Contactos metálicos con nitruro de galio. Aplica. Física. Letón. 62, 2859–2861 (1993).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Ishikawa, H. y col. Efectos de los tratamientos superficiales y las funciones de trabajo del metal sobre las propiedades eléctricas en las interfaces p-GaN/metal. J. Aplica. Física. 81, 1315-1322 (1997).

ADS del artículo Google Scholar

Zhou, L. y col. Contactos óhmicos Ti/Pt/Au de baja resistencia a GaN tipo p. Aplica. Física. Letón. 76, 3451–3453 (2000).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Jang, J.-S., Park, K.-H., Jang, H.-K., Kim, H.-G. y Park, S.-J. Contactos óhmicos para GaN tipo p utilizando un esquema de metalización Ni/Pt/Au. J.vac. Ciencia. Tecnología. B Microelectrón Nanom. Estructura. Proceso. Medidas. Fenómeno. 16, 3105–3107 (1998).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Jang, J.-S. et al. Contactos óhmicos Pt/Ni/Au de baja resistencia para GaN tipo p. Aplica. Física. Letón. 74, 70–72 (1998).

ADS del artículo Google Scholar

Chen, L.-C. et al. Contactos óhmicos oxidados de Ni/Pt y Ni/Au a GaN tipo p. Aplica. Física. Letón. 76, 3703–3705 (2000).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Esthan, C. y col. Heterouniones transparentes de delafossitos a base de Cu n-CuInO2/p-CuGaO2 mediante método de evaporación reactiva para aplicaciones electrónicas transparentes. Vacío 197, 110808 (2022).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Mikhelashvili, V., Padmanabhan, R. y Eisenstein, G. Método de extracción de parámetros simplificado para diodos Schottky simples y consecutivos fabricados sobre sustratos de silicio sobre aislante. J. Aplica. Física. 122, 34503 (2017).

Artículo de Google Scholar

Kumar, S., Kim, G.-H., Sreenivas, K. y Tandon, RP Mecanismo de fotoconductividad ultravioleta en nanoagujas de óxido de zinc. J. Física. Condensa. Asunto 19, 472202 (2007).

Artículo de Google Scholar

Kumar, M. y col. Modulación de propiedades estructurales de ZnO dopado con Sn para fotoconductores UV. Sens. Actuadores A Phys. 270, 118-126 (2018).

Artículo CAS Google Scholar

Zhang, X. y col. Fotoconductividad negativa inducida por la superficie en ZnSe tipo p: nanocables bi y sus aplicaciones nanooptoelectrónicas. J. Mater. Química. 21, 6736–6741 (2011).

Artículo CAS Google Scholar

Lüth, H. Superficies sólidas, interfaces y películas delgadas vol. 4 (Springer, 2001).

Libro MATEMÁTICAS Google Scholar

Jadhav, NA, Singh, PK, Rhee, HW y Bhattacharya, B. Efecto de la variación del tamaño promedio de los poros y el área de superficie específica del electrodo de ZnO (WE) sobre la eficiencia de las células solares sensibilizadas con tinte. Resolución a nanoescala. Letón. 9, 575 (2014).

Artículo ADS PubMed PubMed Central Google Scholar

Wu, S.-C., Wu, M.-J. y Chen, Y.-F. Heteroestructuras de grafeno en nanocapas / nitruro de boro hexagonal / n-AlGaN como fotodetectores ultravioleta profundo ciegos al sol. Aplicación ACS. Nanomadre. 3, 7595–7603 (2020).

Artículo CAS Google Scholar

Kaur, D. y Kumar, M. Una revisión estratégica de los fotodetectores ultravioleta profundos basados ​​en óxido de galio: avances recientes y perspectivas futuras. Adv. Optar. Madre. 9, 2002160 (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Sze, SM & Kwok, KN Contactos metal-semiconductores. Física. Semisegundo. Desarrollo. 58, 134-196 (2006).

Google Académico

An, Q., Meng, X., Xiong, K. & Qiu, Y. Fotodetector UV MSM de nanotubos de ZnS/nanocables de Ag autoalimentados con alta relación de encendido/apagado y velocidad de respuesta rápida. Ciencia. Rep. 7, 4885 (2017).

Artículo ADS PubMed PubMed Central Google Scholar

Goswami, L. y col. Fabricación de un fotodetector UV autoalimentado basado en nanotorres de GaN. Ciencia. Representante 11, 1-10 (2021).

Artículo de Google Scholar

Park, C., Lee, J., Entonces, H.-M. & Chang, WS Un fotodetector estructural de ZnO de rejilla de respuesta ultrarrápida con barreras Schottky consecutivas producidas por crecimiento hidrotermal. J. Mater. Química. C 3, 2737–2743 (2015).

Artículo CAS Google Scholar

Deng, K. & Li, L. Fotodetectores a nanoescala de CdS. Adv. Madre. 26, 2619–2635 (2014).

Artículo CAS PubMed Google Scholar

Chen, X., Ren, F., Gu, S. y Ye, J. Revisión de fotodetectores ultravioleta ciegos solares a base de óxido de galio. Fotónica Res. 7, 381–415 (2019).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Konstantatos, G. & Sargent, EH Fotodetectores coloidales de puntos cuánticos. Física infrarroja. Tecnología. 54, 278–282 (2011).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Hussain, AA, Pal, AR y Patil, DS Un fotodetector ultravioleta flexible, ciego a la luz solar, eficiente, de respuesta rápida y alta ganancia, que emplea geometría híbrida. Aplica. Física. Letón. 104, 193301 (2014).

ADS del artículo Google Scholar

Cao, G., Chen, G. & Li, X. Fotodetector de nanocable único de núcleo y cubierta con transporte de portador radial: una oportunidad para romper el equilibrio entre capacidad de respuesta y velocidad. Adv. Electrón. Madre. 7, 2000920 (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Lopriore, E., Marin, EG y Fiori, G. Un fotodetector ultrarrápido impulsado por la disociación de excitones entre capas en una heteroestructura de van der Waals. Horizontal a nanoescala. 7, 41–50 (2022).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Li, Y. et al. Estrategia de crecimiento de soluciones para matrices de heteroestructura de “nanoplacas de CuGaO2/microesferas de ZnS” a gran escala con adsorción UV mejorada y propiedades optoelectrónicas. Adv. Función. Madre. 27, 1701066 (2017).

Artículo de Google Scholar

Saleh, BEA y Teich, MC Fundamentos de la fotónica vol. 2 (Wiley, 2019).

Google Académico

Ahmadi, M., Abrari, M. & Ghanaatshoar, M. Un fotodetector ultravioleta fotovoltaico totalmente pulverizado basado en heterounión de CuCrO2 co-dopado y ZnO dopado con Al. Ciencia. Rep. 11, 18694 (2021).

Artículo ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Zeng, L.-H. et al. Unión Schottky monocapa de grafeno/germanio como fotodetector de luz infrarroja autoaccionado de alto rendimiento. Aplicación ACS. Madre. Interfaces 5, 9362–9366 (2013).

Artículo CAS PubMed Google Scholar

Saikumar, AK, Sundaresh, S., Nehate, SD y Sundaram, KB Preparación y caracterización de películas delgadas de óxido de cobre y galio tipo p de delafossita pulverizada por radiofrecuencia (p-CuGaO2). ECS J. Ciencia del estado sólido. Tecnología. 11, 23005 (2022).

Artículo de Google Scholar

Descargar referencias

La Fundación Nacional de Ciencias de Irán (G. No. 4001694), la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (G. No. 52161145404) y la Vicepresidencia iraní de Ciencia y Tecnología de la CAS (Proyecto No. 4001124 y proyecto No. 211134KYSB20210011) son reconocido por financiar esta investigación en el marco de proyectos internacionales.

Instituto de Investigación de Láser y Plasma, Universidad Shahid Beheshti, Teherán, 1983969411, Irán

Masoud Abrari, Majid Ghanaatshoar, Saeb Gholamhosseini y Alireza Hosseini

Escuela de Microelectrónica, Universidad de Ciencia y Tecnología de China, Hefei, 230026, Anhui, China

Shahab Sharifi Malvajerdi y Haiding Sun

Departamento de Física, Universidad Shahid Beheshti, Teherán, 1983969411, Irán

Seyed Majid Mohseni

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

MA llevó a cabo las síntesis, caracterizó dispositivos y materiales, escribió el primer borrador del artículo y conceptualizó la idea del artículo. MG supervisó el proyecto y ayudó con la redacción del manuscrito. SSM cocoordinó la investigación, dio la idea del proyecto y colaboró ​​​​en la edición del artículo. SSM, SG y AH llevaron a cabo la fabricación y caracterización del dispositivo. HS y SMM co-asesoraron la investigación y editaron el artículo.

Correspondencia a Majid Ghanaatshoar o Shahab Sharifi Malvajerdi.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

Springer Nature se mantiene neutral con respecto a reclamos jurisdiccionales en mapas publicados y afiliaciones institucionales.

Acceso Abierto Este artículo está bajo una Licencia Internacional Creative Commons Attribution 4.0, que permite el uso, compartir, adaptación, distribución y reproducción en cualquier medio o formato, siempre y cuando se dé el crédito apropiado al autor(es) original(es) y a la fuente. proporcione un enlace a la licencia Creative Commons e indique si se realizaron cambios. Las imágenes u otro material de terceros en este artículo están incluidos en la licencia Creative Commons del artículo, a menos que se indique lo contrario en una línea de crédito al material. Si el material no está incluido en la licencia Creative Commons del artículo y su uso previsto no está permitido por la normativa legal o excede el uso permitido, deberá obtener permiso directamente del titular de los derechos de autor. Para ver una copia de esta licencia, visite http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Reimpresiones y permisos

Abrari, M., Ghanaatshoar, M., Malvajerdi, SS et al. Investigación de varios contactos metálicos para delafossita α-CuGaO2 tipo p para fabricar un fotodetector ultravioleta. Representante científico 13, 8259 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-35458-0

Descargar cita

Recibido: 13 de febrero de 2023

Aceptado: 18 de mayo de 2023

Publicado: 22 de mayo de 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-35458-0

Cualquier persona con la que compartas el siguiente enlace podrá leer este contenido:

Lo sentimos, actualmente no hay un enlace para compartir disponible para este artículo.

Proporcionado por la iniciativa de intercambio de contenidos Springer Nature SharedIt

Al enviar un comentario, acepta cumplir con nuestros Términos y pautas de la comunidad. Si encuentra algo abusivo o que no cumple con nuestros términos o pautas, márquelo como inapropiado.