Journal Search Engine
Search Advanced Search Adode Reader(link)
Download PDF Export Citaion korean bibliography PMC previewer
ISSN : 1225-0562(Print)
ISSN : 2287-7258(Online)
Korean Journal of Materials Research Vol.28 No.2 pp.101-107
DOI : https://doi.org/10.3740/MRSK.2018.28.2.101

Effect of Li-Incorporation on the Properties of ZnO Thin Films Deposited by Ultrasonic-Assisted Spray Pyrolysis Deposition Method

In Sub Han, Il-Kyu Park†
Department of Materials Science and Engineering, Seoul National University of Science and Technology, Seoul 01811, Republic of Korea
Corresponding author : pik@seoultech.ac.kr (I.-K. Park, Seoul Nat’l Univ. of Sci. Tech.)
20171219 20171223 20171226

Abstract

Li-incorporated ZnO thin films were deposited by using ultrasonic-assisted spray pyrolysis deposition (SPD) system. To investigate the effect of Li-incorporation on the performance of ZnO thin films, the structural, electrical, and optical properites of the ZnO thin films were analyzed by means of X-ray diffraction (XRD), field-emssion scanning electron microscopy (FE-SEM), Hall effect measurement, and UV-Vis spectrophotometry with variation of the Li concentraion in the ZnO sources. Without incorporation of Li element, the ZnO surface showed large spiral domains. As the Li content increases, the size of spiral domains decreased gradually, and finally formed mixed small grain and one-dimensional nanorod-like structures on the surface. This morphological evolution was explained based on an anti-surfactant effect of Li atoms on the ZnO growth surface. In addition, the Li-incorporation changed the optical and electrical properties of the ZnO thin films by modifying the crystalline defect structures by doping effects.


초음파 분무 열분해법에 의해 성장된 ZnO 박막의 특성에 미치는 Li 첨가의 영향

한 인섭, 박 일규†
서울과학기술대학교 신소재공학과

초록


    Seoul National University of Science and Technology

    © Materials Research Society of Korea. All rights reserved.

    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.

    1.서 론

    투명 전도성 산화물(transparent conducting oxide; TCO) 은 높은 광학적 투과도와 전기 전도성을 동시에 발현하 는 장점으로 인해 태양전지, 박막 트랜지스터, 발광다이 오드, 투명 히터, 광촉매 등 광/전기/화학적 소자에 광범 위하게 응용되고 있다.1,2) 특히 TCO 물질 중에서도 우 수한 전기 전도도와 가시광 투과도의 특성을 갖는 상용 물질인 Sn-doped In2O3(ITO)을 대체하기 위한 물질로 SnO2와 ZnO 물질에 대한 연구가 급증하고 있다. 그 중 ZnO는 hexagonal wurtzite 구조를 가지며, 3.27 eV의 넓 은 direct bandgap energy와 60 meV의 큰 엑시톤 결합 에너지(exciton binding energy)를 갖는 고유의 특성으 로 인해 고효율의 발광 소자 및 수광 소재로 적용이 가 능하며, 화학적 에칭 공정을 통한 반도체 공정에 적용 이 유리하여 차세대 투명전극으로 많은 관심을 받고 있 다.1-5) 하지만 ZnO는 성장 시 높은 산소 증기압으로 인 해 자발적으로 형성되는 산소 공공(oxygen vacancy)이나 침입형 아연(zinc interstitial)과 같은 점결함 및 다양한 결함 복합체들로 인해 intrinsically n-type 특성을 가지 는 것으로 알려져 있다. 따라서 p-type ZnO 제조 시 자 체보상효과(self-compensation effect)와 acceptor들이 갖는 높은 활성화에너지, 도펀트의 낮은 용해도 등의 문제로 인해 p-type 구현이 과제로 남아 있다. 특히 다양한 광 전기적 소자에 응용하기 위해서는 안정적인 p-type ZnO 박막 제조 기술에 관한 연구가 필요하며, 이에 따라 많 은 가능성이 있는 p-type 도펀트에 관한 연구가 보고되 어 있다.3-5)p-type ZnO를 구현하기 위한 도펀트로는 주 기율표 상에서 V-족(N, P, Sb, As) 및 IB-족(Cu, Ag) 원소에 관한 많은 연구가 진행되어 왔으며, 최근에는 I- 족 원소인 Li, Na, K 등에 관한 연구들이 관심을 받고 있다.3-5) Li+ 이온의 경우 이온 반경이 Zn2+에 비해 작 지만 유사하므로 substitutional site를 차지하려는 경향이 있고, ZnO 결정 내에 도핑 시 acceptor level 또는 deep level을 차지하는 것으로 알려져 있으므로, 많은 방 법을 통해서 p-type을 구현하고자 하는 연구가 진행되고 있다.5) ZnO 박막을 제조하는 방법으로는 물리 기상 증 착법(physical vapor deposition), 화학 기상 증착법 (chemical vapor deposition), 분자빔 에피탁시(molecular beam epitaxy), 졸-겔(sol gel), 수열 합성법(hydrothermal), 원자층 증착법(atomic layer deposition), 초음파 분무 열 분해법(ultrasonic assisted spray pyrolysis deposition; SPD)등에 관해서 연구가 진행되고 있다.6-10) 초음파 분 무 열분해법은 상압에서 진행되는 공정으로서, 진공이 필 요한 다른 공정에 비하여 공정비용이 낮은 반면에 증착 률이 높고, 대면적 증착이 가능하며, 다양한 분무 변수 를 조절함에 따라 박막의 두께 조절이 용이하기 때문에 다양한 산화물 기반 박막 증착을 위해 활발하게 연구가 진행되고 있다.11-13) 초음파 분무 열분해법은 용액 기반 공정으로서 용액에 용해된 금속화합물이 기판 위에 분 무할 때 일어나는 열분해현상을 이용하며, 전구체의 종 류, 가스 유량, 배기량 등 다양한 변수에 의해서 박막의 구조 및 결정성이 영향을 받는 것으로 알려져 있다. 하 지만, 초음파 분무 열분해법을 이용한 p-type ZnO 박막 구현에 관한 연구는 다른 증착법에 비해 아직까지 많이 이루어지지 않았고, 특히 Li 혼입에 따른 ZnO 박막의 성장 모드 변화에 대한 연구도 부재한 상황이다.11-13)

    따라서, 본 연구에서는 초음파 분무 열분해법을 통한 ZnO 박막 성장 시 Li의 혼입으로 인해 발생하는 성장 모드의 변화를 규명하기 위해서 ZnO 박막 성장시 Li의 혼입 함량을 조절하고, 각 함량에 따라서 형성된 박막 의 구조적, 광학적, 전기적 특성을 연구하였다.

    2.실험 방법

    초음파 분무 열분해법으로 증착된 Li이 혼입된 ZnO 박 막을 성장하기 위하여 main 소스 용액은 10 mmol의 zinc acetylacetonate(Zn(acac)2, 96 % purity, Alfa Aesar)을 methanol에 용해하여 사용하였다. zinc acetylacetonate의 용해도 증가를 위해서 소량의 아세트산을 첨가 후 30분 동안 교반하여 투명한 용액을 만들었다. Li의 doping의 영향을 보기 위해서 Zn의 농도대비 0, 5, 10, 20, 50 at% 의 lithium acetylacetonate(Li(acac), 97 % purity, Sigma- Aldrich)을 main 소스 용액에 첨가했다. Li 함량에 따른 성장 모드 제어한 ZnO 박막 증착을 위한 기판으로 p-type Si (100)과 glass를 사용하였으며, 사용 전 기판상 에 잔존하는 불순물의 제거를 위해 초음파 세척기를 사 용하여 아세톤, 메탄올, 증류수 내에서 각각 5분간 세척 했다. 초음파 분무 열분해 증착을 위해 챔버 내에 기판 을 장입 후, Li 함량을 달리한 소스 용액을 장착하여 400 °C의 온도에서 80 분간 진행하였다. carrier gas로는 compressed air를 사용하였으며, flow rate는 15 LPM (liter per minute)으로 주입하여 박막을 증착 하였다. Li 의 활성화를 위해서 RTA(ecopia-1300)를 통해서 열처리 공정을 600 °C에서 5분 동안 질소 분위기에서 실시했다.

    제조된 Li 첨가된 ZnO 박막의 구조적 특성 분석은 X- 선 회절 분석(X-ray diffraction; XRD)과 주사 전자 현 미경(field-emission scanning electron microscopy; FESEM) 을 통해 진행하였다. 전기적 특성 분석은 홀 효과 측정 시스템(Hall effect measurement system)를 통해 진 행하였으며, 광학적 특성 분석은 자외선-가시선 흡광광도 법(UV-Visible Spectrophotometer)와 광발광 분석(photoluminescence; PL)을 통해 상온에서 진행하였으며, 여기 광원으로 20 mW급 266 nm Cr: YAG 레이저를 사용하 였다.

    3.결과 및 고찰

    Fig. 1은 Li 함량에 따라 초음파 분무 열분해법으로 증 착된 ZnO의 Top view FE-SEM이미지를 보여준다. Fig. 1(a)에서 보는 바와 같이 Li이 혼입되지 않은 ZnO의 표 면은 나선형(spiral morphology) domain으로 성장된 박 막이 관측되며, 두께는 약 400 nm로 성장된다. 이러한 나 선형 성장은 금속유기화학기상증착법 등의 epitaxial growth 성장 시에 많이 보고되고 있으며, 이러한 성장의 원인 은 격자불일치에 의해 발생한 screw dislocation등의 이 질성 핵형성 자리(heterogeneous nucleation site)위에서 상대적으로 낮은 증착률로 박막이 성장 시 발생된다고 보고되어 있다.14) 이번 연구에서 박막 성장은 약 5 nm/ min의 낮은 박막 성장 속도로 진행되었으며, 초기에 기 판 표면 위에 형성된 ZnO 핵형성 site를 중심으로 소스 의 주입에 따라 도메인의 형상으로 ZnO가 형성된 것으 로 판단된다. Fig. 1(b)(c)에서 보는 바와 같이, Li의 함량이 증가함에 따라 각각의 나선형 grain의 크기가 감 소하는 것을 보여준다. grain의 크기는 작아지지만 여전 히 spiral growth가 관측이 된다. 이는 앞서 언급한 Sidoped GaN에서와 유사한 결과를 보여주며, dopant의 함 량이 증가함에 따라서 grain의 크기는 감소하며, spiral growth가 억제되는 것을 보여준다. Fig. 1(d)(e)에서 보는 바와 같이, Li의 함량을 더욱 증가시키면, 더 이상 spiral growth가 관측되지 않고, 작고 미세한 grain이 관 측되며, 오히려 박막의 두께가 감소하는 경향을 보여준 다. 따라서 Li의 함량이 증가함에 따라 박막 내 grain의 크기가 감소하고, 밀도가 높은 박막으로 성장되며, 박막 의 두께는 감소하는 것으로 관측되었다. 박막에 이종 원 소를 첨가 시 표면 특성, 표면 구조 및 성장 모드 제어 가 가능하다고 알려져 있다. 이는 도핑된 Li에 의해 기 판 표면에서 원자들의 이동도가 낮아짐에 따라 나타난 결과로 판단된다.14,15) 이종 원소의 첨가시 grain의 형상 이 변하는 것은 다른 종류의 화합물 반도체인 GaN에서 도 관측된 바와 같이 GaN 박막 성장시 Si원소가 doping 됨에 따라 anti-surfactant로 작용하여 표면 에너지를 제 어하여 성장모드를 변화시킨다고 알려진바 있다.14,15) 따 라서 이와 유사한 메커니즘으로 인해 Li의 혼입으로 기 판과 ZnO사이의 계면에너지의 변화를 통해 spiral growth 가 억제되는 것으로 판단된다. 다량의 Li의 혼입 시 ZnO 의 형상은 크기가 큰 spiral domain에서 크기가 작은 grain과 1차원 나노 구조인 nanorods가 혼합된 박막의 형 태로 변해간다. Li의 혼입에 의해서 dislocation이 감소 하며, 격자 내부의 결함이 줄어든다는 결과가 있으며, 이 는 광학적 특성 분석에서도 같은 결과를 보여준다.16) 따 라서 Li의 농도가 증가함에 따라 ZnO의 grain 크기가 작고 미세한 형상이 나타나게 되며, 이는 혼입된 Li이 다수의 핵 형성 site로 작용하기 때문인 것으로 판단 된 다.16) 이러한 결과를 통해 볼 때, Li의 농도 조절을 통 해서 ZnO 박막의 표면 형상 제어가 가능하며 growth mode의 제어가 가능함을 보여준다.

    Fig. 2는 초음파 분무 열분해법으로 증착된 ZnO의 Li 함량에 따른 XRD 회절 패턴을 나타낸다. 각 박막에서 관측된 주된 회절 peak는 각각 31.89°, 34.57°, 36.24°에 서 관찰되었으며, 이는 ZnO의 결정 구조인 hexagonal wurtzite구조의 (100), (002), (101) 결정면과 잘 일치하는 것을 확인할 수 있다(space group: P63mc; a = 0.32501 nm, c = 0.52071 nm, JCPDS 79-2205). 또한 ZnO 결정 구조에 해당하는 회절 peak 외에 다른 peak의 관측이 되 지 않는 것을 볼 수 있는데, 이를 통해 볼 때 Li산화물 및 Li-Zn간 금속간 화합물 등과 같은 다른 phase의 형 성은 없는 것으로 판단된다. Fig. 2(b)는 ZnO의 main peak인 (002) plane 영역을 확대한 pattern을 나타낸다. Li의 혼입량이 증가함에 따라 (002) peak이 higher angleside로 shift하는 것을 보여준다. 특히 Li이 10 at% 혼입 된 ZnO의 회절 peaks가 상대적으로 많이 higher angleside로 shift하는 것을 보여주고 있다. 이러한 실험 결과 는 결정 격자크기에 따른 회절각의 변화를 나타내는 Bragg law(nλ = 2d sinθ)로 설명될 수 있다. 일반적으로 Li+의 이온 반경은 0.76 Å으로 알려져 있지만, 이온 주 변의 배위수에 따라서 이온 반경이 변한다고 알려져 있 다.17) Hexagonal wurtzite 결정구조인 ZnO 결정 내에서 Li+ 이온이 Zn2+ 이온을 치환한다면, 배위수는 4이며, 배 위수가 4일 때 Li+의 이온 반경은 0.60 Å로 보고 되어 있기 때문에 Li의 함량이 증가함에 따라 lattice parameter 의 감소에 의해 회절 peaks가 high angle side로 shift한 것으로 판단된다.17) Li 함량이 증가함에 따라서 초기에 는 peak shift의 크기가 증가하며, Li 함량이 더욱 증가 하게 됨에 따라 peak의 위치가 다시 Li이 혼입되지 않 은 원상태로 돌아오게 된다. Fig. 2(c)는 Li 함량이 증 가함에 따라 (101)과 (002) plane의 상대적 intensity값이 변하는 결과를 보여준다. 특히 Li 50 at% 혼입된 sample 의 plane을 비교해보면 다른 sample들과는 다르게 (101) plane대비 (002) plane이 발달한 것 보여 준다. 이러한 결과는 위에서 제시한 SEM의 결과와 일치하는 결과를 보여주며, ZnO 결정내에 Li 혼입의 영향으로 판단된다. Fig. 2(d)는 Li의 함량에 따른 ZnO 결정의 격자상수, unit cell의 부피 와 lattice distortion degree를 나타낸다. Li의 함량이 증가함에 따라 a-axis 방향 길이가 감소는 반면에 c-axis의 길이가 증가하는 것을 보여준다. 10 at% 를 기점으로 변화가 발생하며, 가장 큰 lattice distortion 이 생기는 것을 보여준다. 다량의 Li이 첨가시 격자상 수와 unit cell의 부피도 감소하고 lattice distortion도 undoped ZnO와 같은 수치로 돌아오게 된다. 이러한 사 실을 통해서 ZnO 격자 내에서 Zn2+이온이 Li+이온에 의 해 치환되었다는 것을 보여준다. 따라서 XRD의 결과를 통해 볼 때, 본 박막 증착법을 통해 ZnO 박막내에 Li 이 성공적으로 혼입되었음을 보여준다.

    Li 함량에 따른 초음파 분무 열분해법으로 증착된 ZnO 의 광학적 특성을 관측하기 위해서 photoluminescence (PL) spectrum 측정을 상온에서 진행하였다. Fig. 3(a) 는 Li 함량에 따른 ZnO 박막의 PL spectrum을 나타낸 다. 3.26 eV에서 ZnO결정의 bandgap energy에 해당하는 peak가 관측이 되며, 이는 direct band구조를 가지는 ZnO 의 near band-edge emission의 위치와 동일하며, 높은 결정성을 갖는 ZnO 결정이 형성되었음을 나타낸다.18) 특 히 green emission영역에서 ZnO의 결정 결함에 의해 형 성된 deep level emission(DLE)이 관측되며, 이는 ZnO 결정 내에 존재하는 다양한 결함 및 격자 불완전성에 의 한 것으로 알려져 있다. 특히 Li이 함유된 ZnO 박막의 경우, 도핑을 하지 않은 ZnO와 비교시 DLE의 위치가 낮은 에너지 파장으로 이동하여 나타나는 것을 관찰할 수 있다. 이에 대한 메커니즘은 ZnO 에너지 밴드구조를 통해 규명할 수 있으며, Fig. 3(b)는 ZnO 결정의 결함 준 위의 모식도이다. green emission에 해당하는 결합 준위 에는 interstitial oxygen(Oi), antisite oxygen(OZn), oxygen vacancy(VO)등 보고 되어 있다.19-21) 이중에서 2.39 ± 0.03 eV(518 ± 3.63 nm)에 해당하는 peak는 zinc vacancy나 oxygen vacancy에 의한 영향으로 발생한다고 보고되어 있으며, 2.29 ± 0.02 eV(542 ± 2.42 nm)에 해당하는 peak 는 interstitial oxygen에 해당하는 결함으로 알려져 있 다.14-16) Fig. 3(a)에 나타낸 바와 같이 도핑을 하지 않 은 ZnO의 DLE는 2.4 eV에 가까우며, 따라서 주로 zinc vacancy와 oxygen vacancy에 의한 것임을 알 수 있다. 하지만, Li이 혼입된 ZnO의 경우, 이보다는 에너지가 낮 은 2.2 eV 근처에서 DLE가 형성되는 것을 확인할 수 있 으며, 이를 통해 볼 때, Li의 혼입에 의해서 기존에 작 용하던 deep level이 아닌 다른 deep level이 작용한다는 것을 보여준다. 2.16 ± 0.04 eV(574 ± 4.84 nm)에 해당하는 deep level은 doping에 의해서 발생하며, donor level(VO, Zni, Lii)에서 acceptor level인 LiZn(substitutional Li)로 전이할 때 발생하며, 황색 파장의 빛을 발생한다. 이러 한 결과는 다른 연구그룹에서 보고된 실험적인 결과를 통해서 황색 발광의 원인이 ZnO에 doping된 Li의 영향 으로 발생한다는 보고와도 일치하는 결과이다.22-24) Li의 혼입으로 인해 ZnO 결정 내에 존재하는 주된 defect가 변했으며, intrinsically n-type 특성을 나타내는 oxygen vacancy의 감소가 관측된다.

    Fig. 4(a)는 Li 함량에 따른 초음파 분무 열분해법으 로 증착된 ZnO 박막에 대해 열처리 전에 측정한 전기 적 특성 결과이다. ZnO 박막의 경우, 도핑을 하지 않은 경우에도 n-type특성을 나타내는 것을 볼 수 있으며, Li 의 혼입 시 carrier concentration이 감소하는 결과를 보 여준다. 이는 PL에서 나온 결과와 일치하는 것을 알 수 있으며, Li의 혼입으로 oxygen vacancy가 감소하여 background carrier concentration이 감소하는 결과를 나타낸 다. Fig. 4(b)는 ZnO의 p-type특성을 발현하는 I-족 원소 인 Li의 영향을 확인하기 위해 RTA 열처리 후 carrier concentration을 측정한 결과이다. 일반적으로 ZnO는 oxygen vacancy에 의해서 intrinsic n-type 특성을 나타 내지만, Li의 활성화 후 carrier concentration은 전반적 으로 증가하는 결과를 보여주며, 농도가 상대적으로 낮 은 p-type 특성을 보여준다. 이러한 낮은 농도의 p-type 특성은 ZnO가 가지고 있는 self-compensation 특성과 ZnO에 대한 Li의 낮은 용해도 때문으로 판단되며, 이러 한 p-type 특성은 시간이 경과함에 따라서 자연스럽게 ntype 특성으로 돌아간다고 알려져 있다.1,2) 이를 통해 Li 이 incorporation된 ZnO 박막에 대해 열처리에 의한 dopant 활성화를 통해 p-type 특성을 제어할 수 있음을 알 수 있다.

    Fig. 5(a)(b)는 각각 초음파 분무 열분해법으로 증 착된 ZnO 박막의 열처리 전후 광학적 투과도 결과를 나 타낸다. Fig. 5(a)는 Li 함량에 따른 초음파 분무 열분 해법으로 증착된 ZnO의 열처리 전의 광학적 특성을 보 여준다. Li의 혼입으로 인해서 ZnO의 박막의 투과도가 개 선되는 결과를 보여주었으며, Tauc plot을 통해서 fitting 한 ZnO의 bandgap은 Li의 doping 양과는 무관하게 일 정한 direct bandgap을 가지는 것을 나타냈다. ZnO의 optical bandgap은 다음과 같은 Tauc/Davis-Mott 방정식 을 통해 구해질 수 있다.25)

    ( α h v ) 1 / n = A ( h v = E g )

    여기서 hv는 photon energy이고, A는 proportionality constant, Eg은 optical bandgap energy이다.25) 그리고, 방정식에서 n은 반도체의 electronic transition을 나타내 는 계수이며, direct와 indirect band 구조를 가질 때, 각 각 n = 0.5와 2이다.25) 결과는 direct band 구조인 n = 0.5에 대해 fitting이 잘되는 것을 나타내며, 이때 측정된 band gap은 그림에 나타낸 바와 같다.

    Fig. 5(b)는 Li의 활성화를 시키기 위해서 열처리 후 광학적 특성을 분석한 결과이다. Li활성화 열처리를 한 샘플의 경우, 550 nm 파장에서 비교시 열처리 전과 대 비하여 가시광선의 파장이 일 때 모든 sample의 투과도 는 약 10 % 이상 개선된 결과를 보여주었다. 같은 방 식으로 Tauc plot을 fitting한 결과 Li의 양과는 무관하 게 ZnO의 direct bandgap을 나타낸다. 이러한 결과는 PL결과에서 보여준 결과와 일치하는 것을 알 수 있다. Tauc plot을 통해서 우수한 결정의 ZnO 박막이 성장된 것을 보여주었다.

    4.결 론

    본 논문에서는 초음파 분무 열분해법을 통해서 ZnO 박 막 형성시 Li의 혼입에 따른 성장 모드 제어를 연구하 였다. Li의 혼입 함량을 조절하여 형성된 ZnO 박막에 대한 구조적, 광학적, 전기적 특성분석을 통해서 도핑에 의해 표면의 원자 이동도에 영향을 줌에 따라 ZnO 박 막의 표면 형상이 변화하는 효과를 발견하였다. ZnO 박 막에 대한 구조 분석 결과, Li의 혼입에 따른 (002)면 의 peak가 higher angle-side shift를 통해서 성공적으로 ZnO 박막에 Li이 혼입된 것을 확인하였다. Li의 함량 증 가에 따라 표면 에너지 제어에 의해 spiral growth가 억 제되며, Li에 의한 anti-surfactant 작용으로 인해 결정립 의 성장을 억제할 수 있으며, 이에 따라 좀 더 미세한 결정립으로 성장될 수 있음을 확인할 수 있었다. Li의 혼 입으로 인해서 ZnO 결정 격자 내에 결함의 구조가 변 하여 밴드갭 내에 defect level이 변하게 되었으며, oxygen vacancy가 감소함에 따라서 carrier concentration이 감소 하였다. 높은 활성화 에너지를 극복하기 위해서 열처리 를 통해서 Li을 활성화 시켰으며, 이를 통해 광투과도는 개선되고, 특정 온도에서는 낮은 전하 농도의 p-type 특 성이 발현되는 현상을 발견하였다. 이러한 결과들을 통 해서 볼 때, 초음파 분무 열분해법으로 성장한 ZnO 박 막에 Li의 함량 제어를 통해서 성장 모드를 제어하여 표 면특성 및 전기적 특성 제어가 가능할 것으로 기대된다.

    Acknowledgement

    This study was supported by the Research program funded by the Seoultech(Seoul National University of Science & Technology).

    Figure

    MRSK-28-101_F1.gif

    Top-view FE-SEM images of Li-incorproated ZnO thin films grown on Si substrate at various concentrations of Li; (a) 0, (b) 5, (c) 10, (d) 20, and (e) 50 at%.

    MRSK-28-101_F2.gif

    (a) XRD patterns of ZnO thin films with variation of Li contents. (b) Variation of the (002) peaks with increasing the Li contents. (c) Intensity ratio of (002)/(101) planes with variation of Li contents. (d) The variation of the lattice constant, unit cell volume, and lattice distortion degree of ZnO estimated from XRD results.

    MRSK-28-101_F3.gif

    (a) Photoluminescence spectra of the ZnO thin films grown on Si substrate with various solution concentrations of Li from 0 to 50 at%. (b) Schematic representation of defect levels in the Li-incorporated ZnO.

    MRSK-28-101_F4.gif

    Eletrical properties of ZnO thin films; (a) before and (b) after the RTA treatment.

    MRSK-28-101_F5.gif

    Optical transmittance spectra for the Li-incorporated ZnO thin films; (a) before and (b) after RTA treatment. The insets show Tauc’s plot to determine the opical bandgap energy.

    Table

    Reference

    1. CheonD.K. AhnK.J. LeeW. (2017) Korean. J. Mater. Res., Vol.27 ; pp.69
    2. LeeJ.H. HeoS.J. YounJ.I. KimY.J. KimI.K. JangK.W. OhH.J. (2017) Korean. J. Mater. Res., Vol.27 ; pp.669
    3. ÖzgürÜ. AlivovY.I. LiuC. TekeA. ReshchikovMa. (2005) J. Appl. Phys., Vol.98 ; pp.11
    4. KlingshirnC. (2007) Phys. Status Solidi, B Basic Res., Vol.244 ; pp.3027
    5. ParkI.K. (2017) J. Ceram. Process. Res., Vol.18 ; pp.671
    6. AhnC.H. KimY.Y. KimD.C. MohantaS.K. ChoH.K. (2009) J. Appl. Phys., Vol.105 ; pp.13502
    7. YunS. LeeJ. YangJ. LimS. (2010) Phys. B, Vol.405 ; pp.413
    8. KongY.C. YuD.P. ZhangB. FangW. FengS.Q. (2001) Appl. Phys. Lett., Vol.78 ; pp.407
    9. HeoY.W. VaradarajanV. KaufmanM. KimK. NortonD.P. RenF. FlemingP.H. (2002) Appl. Phys. Lett., Vol.81 ; pp.3046
    10. RashidiN. KuznetsovV.L. DilworthJ.R. PepperM. DobsonP.J. EdwardsP.P. (2013) J. Mater. Chem. C Mater. Opt. Electron. Devices, Vol.1 ; pp.6960
    11. HanI.S. ParkI.K. (2017) Korean. J. Mater. Res., Vol.27 ; pp.609
    12. ShinD.Y. BeavJ.W. KooB.R. AhnH.J. (2017) Korean. J. Mater. Res., Vol.27 ; pp.390
    13. HanI.S. ParkI.K. (2017) Korean. J. Mater. Res., Vol.27 ; pp.403
    14. OhtomoA. KawasakiM. SakuraiY. YoshidaY. KoinumaH. YuP. TangZ.K. WongG.K.L. SegawaY. (1998) Mater. Sci. Eng. B, Vol.54 ; pp.24
    15. TanakaS. SuemuneI. RamvallP. AoyagiY. (1999) Phys. Status Solidi, B Basic Res., Vol.216 ; pp.431
    16. ArdyanianM. SedighN. (2014) Bull. Mater. Sci., Vol.37 ; pp.1309
    17. SigelA. SigelH. SigelR.K.O. , de FreitasM. LeversonB. D. GoossensJ. L. (2016) The Alkali Metal Ions: Their Role for Life, Springer, ; pp.559
    18. AwanS.U. HasanainS.K. Hassnain JaffariG. AnjumD.H. QurashiU.S. (2014) J. Appl. Phys., Vol.116 ; pp.83510
    19. DjurišicA.B. LeungY.H. (2006) Small, Vol.2 ; pp.944
    20. JanottiA. Van de WalleC. G. (2007) Phys. Rev. B, Vol.76 ; pp.165202
    21. BørsethT.M. SvenssonB.G. KuznetsovA.Y. KlasonP. ZhaoQ.X. WillanderM. (2006) Appl. Phys. Lett., Vol.89 ; pp.262112
    22. McCluskeyM.D. JokelaS.J. (2009) J. Appl. Phys., Vol.106 ; pp.10
    23. RuankhamP. SagawaT. SakaguchiH. YoshikawaS. (2011) J. Mater. Chem., Vol.21 ; pp.9710
    24. RauchC. GehlhoffW. WagnerM.R. MalguthE. CallsenG. KirsteR. SalamehB. HoffmannA. PolarzS. AksuY. (2010) J. Appl. Phys., Vol.107 ; pp.24311
    25. TaucJ.C. (1972) Optical Properties of Solids., North-Holland,