Methylammonium Lead Halide Perovskite Solar Cells Employing Cu-Phthalocyanine
Doped Poly-3-hexylthiophene Hole Transporting Layer
Vincent Obiozo Eze, Yoshiyuki Seike and Tatsuo Mori*
Department of Electrical Engineering, Aichi Institute of Technology

1. BackgroundThin-film solar cells such as dye-sensitized solar cells and organic photovoltaic have been studied extensively
by our group because they can be assembled with low-cost materials and manufactured with cost-effective
methods, which are considered to be very promising renewable energy technologies [1]. Currently, the mostwidely used hole transporting material (HTM) is small molecule (2,2',7,7'-tetrakis[N, N-di-p-methoxyphenylamine] -9,9'-spirobifluorene) (spiro-OMeTAD) with PCEs over 15% in both mesoscopic and planarbased perovskite solar cells (PSCs) [2]. However, it is important to add lithium bis(trifluoromethane
sulfonyl)imide (Li-TFSI) into the Spiro-OMeTAD solution to enhance its intrinsic charge carrier mobility [3].
Li-TFSI is a hygroscopic material and can moisture induce degradation of the PSCs, which may result in an
overall compromise for the long-term stability of the device. In this work, we report on the use ofhydrophobic poly(3-hexylthiophene) (P3HT) hole transport layer (HTL) to prevent moisture ingress into theperovskite layer, and Cu-phthalocyanine (CuPc) is introduced as a dopant for enhancing charge extraction.
Interestingly, the incorporation of CuPc led to suppress leakage current and reduce recombination by anefficient hole transporting, resulting in about 20% improvement in PCE.

2. Experimental methods(a)
FTO-coated glass substrates were patterned by etching withhydrochloric acid (HCl) and Zinc powder and sequentially cleaned with
Semico-Clean, ultrahigh-purified water, acetone, and isopropanol. The
substrates were then treated with ultraviolet ozone cleaner for 15 min.
The compact TiO2 layer was subsequently deposited onto the cleaned
FTO substrates and then sintered at 500 C for 30 min. The mesoporous(mp)-TiO2 layer was deposited on top of the compact TiO2 layer by thespin coating of ethanol suspension of a TiO2 paste at 2000 rpm for 60 s

(b)
Au
HTM
Mesoporous TiO /Perovskite

Compact TiO

to form about 300 nm-thick mp-TiO2 films. For the perovskite layer,

FTO

PbI2 (2 M) and MAI (2.39 M) were dissolved in mixed solvent of NMP

Glass

2

2

(1 ml) and GBL (0.2 ml) and stirred at room temperature for 12 h toform the MAPbI3 perovskite precursor solution. Next, the solution wasFig. 1(a) Device structure. (b) SEMcross -sectional image of PSCs

dropped onto the mp-TiO2 film to prepare the MAPbI3 film by spincoating at 3000 rpm for 30 s. The solution-coated substrate was carefully dipped in about 50 ml of anhydrous

DEE bath immediately. The substrate was kept immersed for 90 s until the substrate color turned dark brownand glossy. The substrates were taken out of the DEE bath and dried in the ambient air. The films weresolvent-annealed (SA) at 150 °C for 10 min under DMSO vapor atmosphere [4]. For the HTM, P3HT (15mg/ml) was dissolved in chlorobenzene and spin-coated on top of the perovskite layer at 2000 rpm for 30 s.
For the composite P3HT/CuPc HTM, CuPc (0.05 wt%) was mixed with chlorobenzene and ultrasonicated forseveral hours. The CuPc chlorobenzene suspension was added into the P3HT solution, which was further
stirred at 60 °C for 48 hours. The composite P3HT/CuPc mixture was spin-coated atop the perovskite layer at2000 rpm for 30 s to form about 40 nm thick layer. The final devices were completed by vacuum evaporationof Au back contacts with a thickness of 80 nm at 3.4 10-4 Pa. The device area 0.06 cm2 was determined by ametal mask.

3. Results and Discussion
Mesoscopic PSCs were fabricated with the structure fluorinedoped tin oxide (FTO)/compact-TiO2 /MAPbI3/P3HT: CuPc/Au
in ambient air. Figure 1(a) and (b) present the solar cellconfiguration and scanning electron microscope (SEM) crosssectional of the device. The current density–voltage (J–V) curvesof the best performance devices measured under simulated 1.5G
solar irradiation at 100 mW/cm2 is shown in Fig. 2. The shortcircuit current density (Jsc) of 20.01 mA/cm2, an open-circuit
voltage (Voc) of 0.841 V, a fill factor (FF) of 0.490 and PCE of 8.25%

Fig. 2 J-V curves of P3HT and
P3HT/CuPc-based PSCs

were obtained from the pristine P3HT device. While the optimized
device with P3HT: CuPc as HTL shows a Jsc of 21.18, Voc of 0.910, and FF of 0.560 leading to a PCE of
10.79%. The improved photovoltaic performance obtained by the P3HT: CuPc device could be attributed tothe suppressed leakage current and charge recombination due to an efficient hole transporting.

4. Conclusions
We investigated the use of CuPc as a dopant to P3HT HTM for PSCs. By the introduction of CuPc dopant
into P3HT HTM, the device PCE was enhanced from 8.25% to 10.79% at one sun condition. The higher
efficiency obtained by the P3HT: CuPc device stems from the improved photogenerated charge transport
between the perovskite and the HTM.

References[1] T. Mori et. al, J. Photopolym. Sci. and Technol., 28 (2015) 393. [2] J. Burschka et. al, 2013, 499, 316.
[3] J. Liu et. al, Energy Environ. Sci. 2014, 7, 2963. [4] Vincent Obiozo Eze, et. al, Jpn. J. Appl. Phys. 55
122301.

有機ペロブスカイト太陽電池の高効率化の為の酸化チタン緻密層の膜特性
Study on Film properties of TiO 2 Dense Layer for Highly Efficient
Organic Perovskite Solar Cells○八木崇徳

エゼ・ヴィンセント・オビオゾ 清家 善之

森 竜雄(愛知工業大学大学院工学研究科電気電子工学専攻)
Spray 熱分解法（SP）により作製した TiO2 緻密層と Spin コート法（SC）により作製された TiO2 緻密層の太陽電池特性を比較した結果、SP により作製されたデバイスの方が高い変換効率を示した。そこで本研究ではそれぞれの酸化チタン膜の特性を誘電特性、構造、太陽電池特性から比較、評価した。
＜緒言＞
有機ペロブスカイト太陽電池は低温溶液プロセス

コート法により成膜した。スピンコート時にはペロにより高い変換効率を得られる事から、次世代の太ブスカイト溶液を 70℃一定に保ち、膜厚は 250nm

陽電池として脚光を浴びている。有機ペロブスカイとした。スピンコート後はジエチルエーテルに 90

ト太陽電池の主な素子構造は FTO/酸化チタン緻密/

秒間浸漬し、その後 Solvent Annealing を行った。

ペロブスカイト層/正孔輸送層/Au であり、これら

Solvent Annealing はジメチルスルホキシドを 10ul 使

各層を制御する事は高効率的なキャリヤの伝搬には用し 150℃で 10 分間行った。正孔輸送層には Spiro

必要不可欠である。これまでに、様々な研究機関でOMe-TAD を用い 150nm の膜を作製した。陽極には酸化チタン緻密層は研究されてきており、SC より

Au を 80nm 真空蒸着した。

も SP の方がデバイスの効率が高くなると報告されている[5]。我々はより詳細な検証を行う為に、XRD、＜電気特性＞SEM、AFM、光電子分光装置等を用いて評価した。

TiO2 緻密層の正孔ブロッキング層としての特性を評価方法として、SP と SC により作製された TiO2

比較する為に、FTO/ TiO2 (60nm)/ spiro OMe-TAD

緻密層の正孔の抑止性、結晶構造、表面構造、太陽(60nm)/Ag のデバイスを作製し、Ag 側を陽極として電池特性の比較検討を行う。本研究では SP は

正孔注入を行い電流の比較をした（図 1）。図 1 をTitanium diisopropoxide bis(Acatylaceton)1ml と見ると、SC により作製したデバイスよりも SP によ

Ethanol 39ml を混合溶液とし、SC では Titanium

り作製したデバイスの方が高い電圧で電流が流れ始

isopropoxide 1.5ml、Ethanol 7ml、Hcl 0.1ml を混合溶めている。よって、正孔注入に対する TiO2 層の障液としてそれぞれ 60nm の膜を作製し 500℃でアニ

壁は SP 膜の方が優れていると考えられる。

ール処理を施した。また、Titanium diisopropoxide

処理を行い、次に活性層としてペロブスカイト膜を

4.4eV

40
20
0
0.0

0.2

0.4

Methyl-2-pyrrolidinone 1ml を溶液とし 1Step スピン

0.8

1.0

1.2

1.4

Voltage[V]作製した。ペロブスカイト膜は PbI2 918mg、CH3NH3I 380mg、γ-ブチロクラトン 0.195ml、1-

0.6

7.3eV

図1

J-V 特性曲線と素子構造

Ag

2

4.1eV

Spiro-OMeTAD(60nm)

同条件で行った。まず表面処理として四塩化チタン

SC
SP

60

TiO2(60nm)

度 20～25％の大気中で行った。その後の手順は全て

2.3eV
80

FTO

り作製した膜も比較した。作製は全て室温 25℃、湿Current density [mA/cm ]bis(Acetylaceton)と Ethanol を 0.5M で配合し SC によ

100

4.7eV
5.3eV

＜結晶構造＞
4.1eV

FTO

れた TiO2 膜は二種類の薬品によらず、結晶配向性

TiO2果を示す。図 2(a)の結果から SP、SC により作製さが不規則なアモルファスの性質が強いと考えられる。

CH3NH3PbI3

4.4eV

正孔 80nm電子

Au
Spiro OMe-TAD

150nm

励起子

Au

図 2 に XRD の 2θ 法により結晶性を解析した結Spiro OMe-TAD

2.3eV
3.9eV

CH3NH3PbI3

250nm
60nm

TiO2

5.1eV

FTO

5.3eV
5.6eV

25°付近にアナターゼ型 TiO2 ピークが確認された。

Light

7.3eV

(a)

SP は SC に比べ結晶ピークが強い強度を示した事か
25

すようにアニール温度を低温領域の 150℃にすると、TiO2 ピークは確認できなかった。
2500
SP_Titaniu diisopropoxide bis(Actylaceton)
SC_Titanium isopropoxide
SC_Titaniu diisopropoxide bis(Actylaceton)

SC_High(500℃)
SC_Low(150℃)

2000
Intensity(arb. units)

Intensity(arb. units)

20
15
10
5
0

2

1000
9
8
7
6

0.0

図3

1000

3

20

30

40
50
2θ (degree)

60

70

(a)

図2

80

10

20

30

40
50
2θ (degree)

60

70

0.4

0.6

0.8

1.0

(b)
(a)構造とエネルギーダイヤグラム、(b)太陽電池特性（J-V 特性）比較
表 1 J-V 特性パラメータ

1500

500

4

0.2

Voltage [V]

5

10

SC
SP

2

Current density [mA/cm ]ら、結晶性が高いと考えられる。また、図 2(b)に示

80

(b)

TiO2 緻密層の XRD による構造解析

作成方法

Jsc[mA/cm2]

Voc[V]

FF

η [%]

SC

18.6

1.02

0.68

13.0

SP

21.8

1.03

0.67

15.0

＜参考文献＞＜太陽電池特性＞
素子構造は FTO/TiO2(60nm)/ CH3NH3PbI3(250nm)/ Spiro OMe-TAD(150nm)/Au(80nm)の Planer[1] R. Miyasaka ,K. Segawa Development and state-of-the technologyof the perovskite thin film solar cells. 2014,12,25[2] T. Mori ,V. O. Eze, B. L. Lei, Technical Meeting on Dielectricand Electrical Insulation, IEEJ, DEI-15-054(2015)[in Japanese].

構造とした（図 3(a)）。測定結果を同図(b)に示し表[3] Z. Xiao, Q. Dong, Y. Shao, Y. Yuan, Solvent Annealing of

1 に各パラメータを示す。各デバイスの特性を比較

Perovskite-Induced Crystal Growth for Photovoltaic-Device

すると、開放電圧、FF にはあまり差は無いが、Jsc

Efficiency Enhancement, ARTICLE in ADVANCED MATERIALS,OCTOBER 2014.

は SC で作製したデバイスに対し SP で作製したデバ[4]宮坂 力、瀬川イスの方が上回る結果となった。この結果の考察をペロブスカイト薄膜太陽電池の開発と最新技術, 2014, Japan.

以下にまとめる。
① SC よりも SP の方が正孔障壁は優れていると考えられる事から、再結合電流等の電流のロスが少ない。
② SP の方が SC より結晶性が高く、キャリヤのロ
スが少なくなる。

浩司[5] Highly compact TiO2 layer for efﬁcient hole-blocking inperovskite solar cells. Yongzhen Wu et al 2014 Appl. Phys. Express 7052301＜謝辞＞
本研究の一部は愛知工業大学 研究プロジェクト「グリーンエネ
ルギーのための複合電力技術開拓」

科研費基盤研究

c15K060410001、愛知工業大学教育研究特別助成、日比科学技術振興財団研究助成により実施した。

我々の調査結果でも、SC よりも SP の方が有機ペ
ロブスカイト太陽電池は高い効率のデバイスが作製できた。

〒470-0392 愛知県豊田市八草町八千草 1247
愛知工業大学大学院工学研究科
森研究室 八木崇徳
Email:v15727vv@aitech.ac.jp

平成 28 年度 新エネルギー技術開拓拠点（グリーンエネルギーのための複合電力技術の開拓）
若手シンポジウム

歪補償技術を有しない InGaAs 積層量子ドットの中間バンド形成
犬飼 圭祐＊， 杉下 裕磨， 五島 敬史郎(愛知工業大学)

1. 目的
単接合太陽電池の変換効率には限界がある.ショックレーにより,32%が限界と示されている[1].この限界を超えて変換効率を向上するために,高効率な材料やタンデム型など,様々な材料,構造が考案されている.我々は変換効率が理論上 60%以上見込まれる中間バンド型太陽電池[2]に着目し,研究を行っている.しかし,現状では 10%程[3]である.そこで我々は,歪補償を有しない In0.4Ga0.6As/GaAs 積層量子ドット構造のサンプルについて光学特性を利用してその原因を探る.今回は構造の異なる 2 つのサンプルについて,中間バンドの状態について報告する.

2. 実験の方法
今回用いたサンプル(Fig.1)は In0.4Ga0.6As/GaAs 積層量子ドットサンプルであり,GaAs 上に
In0.4Ga0.6As を 30 層(10 層)MBE 成長させた.バッファ層 GaAs を 20[nm](10[nm]),ドットの高さ
を 5[nm](3[nm])とした.一般的には格子不整合による欠陥を防ぐため歪補償層を導入するが,本研究では有していない構造を採用している[4].バッファ層を 20,10[nm]の 2 つのサンプルを用いたが,ドット間で量子効果が起こる距離であるため,以降それぞれのサンプルをドット間隔である,d=15[nm],7[nm]と呼ぶ. このサンプルについてホトルミネッセンス(PL)法を用いて実験を行った.Fig.2(a)(b)は各サンプルの偏光 PL 測定の結果である.測定にはラマン分光器
NRS5100(日本分光)を使用し,励起レーザには He-Cd レーザ(325nm)を使用した.Fig3(a)(b)はPL の温度依存性の結果を示す.励起レーザに 785[nm],パルス幅 500[ps]のピコ秒パルスレー
ザダイオードを用い,検出器には Si のアバランシェダイオードを使用した.サンプル部をク
ライオスタットにて 10K から 180K まで変化させた.

3. 結果と検討
Fig.2(a)(b)はサンプルの偏光 PL 測定の結果である.結果の比較より,Fig.2(b)d=7nm の結果では TE,TM の強度差が小さいことがわかる.これは,ドット間隔が近いことにより,電子の波動関数の拡張が起こり,ドット間にも電子が存在していることを示唆している[5].そのため中間バンドが形成されていると考える. Fig.3(a)(b)は PL の温度依存性(10K〜180K)の結果である.Fig.3(a)d=15[nm]では 10[K]で 990[nm]をピークとしたスペクトルが確認できる.これは,量子 ド ッ ト に よ る 基 底 準 位 で あ る と 考 え ら れ る .Fig.3(b)d=7[nm] で は ,10[K] で 960[nm] と980[nm]を起源としたピークがみられる,これはドットの間隔が近いことによる,電子の結合準位と反結合準位が現れたものと考える.Fig.4 は Fig.3(a)(b)の結果から求めた半値幅 Full
Width at Half Maximum (FWHM)の温度依存性である. d=15[nm]の FWHM が温度に対し減少していくのに対し,d=7[nm]の FWHM はおおよそ一定である.これは中間バンドが形成されたことによる,中間バンドの幅が現れたものであり,結果の比較より中間バンドの広さは,d=7[nm]について,150[K]で 26.3[meV]であると推測される.

4. まとめ
今回は歪補償を有しない In0.4Ga0.6As/GaAs 積層量子ドットの積層間隔の違いについて,中間
バンドの状態を光学応答から調べた.d=15[nm]では,中間バンドは形成しておらず,量子ドッ
トの準位のみ現れたのに対し,d=7[nm]では中間バンドが形成され,150[K]では 26.3[meV]であることがわかった.今後は,中間バンドに励起されたキャリアが伝導帯へと効率よく励起されているかに着目していかなければならない.
References[1]William Shockley and Hans J. Queisser J. Appl. Phys 32, 510 (1961)[2] A.Luque, and A.Marti Phy. Rev. Lett, vol.78, 5014-5017 (1997)[3] Sugaya et.al. Solar EnergyMaterials&SolarCells95 2920–2923 (2011)[4] T. Sugaya, et.al. J. Appl. Phys. 49 .030211（2010）[5] H.Nakatani et al. Journal of Luminescence 128 975-977 (2008)

平成 28 年度 新エネルギー技術開拓拠点（グリーンエネルギーのための複合電力技術の開拓）
若手シンポジウム

Fig.1 Structure of In0.4Ga0.6As / GaAs stacking QD,
barrier is 20nm , 10nm and stacked 30 , 10 layer
(a)

(b)

Fig.2 Photoluminescence spectra of Polarization ; (a) d=15[nm] (b)d=7[nm] samples
(a)

(b)

Fig. 3 Photoluminescence spectra dependence of temperature (10K~180K); (a) d=15[nm] (b)d=7[nm] samples

Fig. 4 FWHM dependence of temperature(10K~180K)

平成 28 年度 新エネルギー技術開拓拠点（グリーンエネルギーのための複合電力技術の開拓）若手シンポジウム

MOCVD 成長 nGaN のトラップ起源に関する検討
電気電子工学専攻

徳田研

上田聖悟

・目的
窒化ガリウム(GaN)は、Si などの今までの主流であった半導体材料と比較して、大きなバンドギャップを持ち、耐圧等の点において優れた特性を示すことから、ハイパワー
半導体デバイス材料として多くの研究が行われてきている。しかし、バンドギャップ内にエネルギー準位を形成する欠陥が存在し、トラップ中心あるいは再結合中心として働き、デバイス特性に様々な影響を与えることが懸念される。よって、それらの起源を解明することはデバイス特性の向上にとって非常に重要な課題である。この研究では、GaN の成長条件に主眼を置いてトラップを評価し、その起源について検討を行った。

GaN 基板上に MOCVD 成長させた n+-GaN を用いる。成長時の気体として、トリメチルガリ
ウムとアンモニアを使用し、それらの生成比を表す V/lll 比と炭素濃度の関係を図 1 に示す。
V/lll 比を変えた 3 種類の試料を用意し、それぞれ 4600、2600、1700 とした。この 3 試料は 300

Carbon concentration (x1015cm-3)

・実験の方法
10
9
8

LT

7
6
5
4
3

HP
2
1000

Torr 条件下で成長させたが、比較のために V/lll

1500

2000

2500

3000

3500

4000

4500

5000

V/lll ratio

図 1 V/lll 比と炭素濃度の関係

比は 4600 で、成長圧力を 600 Torr とした試料(HP)と、成長温度を低くした試料(LT)も用意した。炭素濃度は SIMS 測定で決定しているが、HP 試料については検出限界以下であった。各試料とも、ショットキー電極は直径 550μm で Ni/Au、オーミック電極は Ti/Al/Ni/Au を使用した。
この試料において温度掃引 DLTS と一定温度 MCTS 測定を用いて、電子トラップと正孔トラップをそれぞれ評価した。

・結果と検討ルを図 2 に示す。DLTS では電子トラップによる
2 つのピークが見られ、ここでは低温側のピーク
を E1、高温側のピークを E3 と呼称する。スペク

E1

H3

トルより、E3 トラップが支配的であることが見て取れる。また、MCTS スペクトルでは、正孔トラップによる、高温側のピーク H1 と、低温側のピーク H3 が観測され、H1 トラップが支配的である

E3

τ = 191ms

DLTS and MCTS signal (fF)

DLTS および MCTS 測定による典型的なスペクトH1

τ = 1.91s
50

100

150

200

250

300

350

Temperature (K)図 2 典型的な DLTS と MCTSスペクトル

平成 28 年度 新エネルギー技術開拓拠点（グリーンエネルギーのための複合電力技術の開拓）若手シンポジウム

ことがわかる。
成長条件ごとに 2 つの支配的なトラップの濃度を比較した図 3 と図 4 を下に示す。ここで示されているトラップ濃度は、試料内で測定した濃度の平均をとっている。図 3 より、
V/lll 比の増加につれ、E3 トラップ濃度が増加を示す。V/lll 比の増加は、窒素およびガリウム空孔の増加を意味し、これがトラップに関連していると考えられる。H1 トラッ
プについては、V/lll 比とは逆にトラップ濃度の減少が見られることから、関連性はないとみられる。図 4 に炭素ドーピング濃度に対してトラップ濃度を表す。H1 トラップ濃E3
H1

Trap concentration (cm-3)

Trap concentration (cm-3)度が相関性を持ち、炭素関連欠陥であることが考えられる。

1E16

LT

E3
H1
1E16

LT

HP

HP

1E15
1500

2000

2500

3000

3500

4000

4500

V/lll ratio

図 3 V/lll 比と各トラップ濃度の関係

5000

1E15

3

4

5

6

7

8

9

10

Carbon concentration (x1015cm-3)

図 4 炭素濃度と各トラップ濃度の関係

・まとめ
GaN で見られる支配的な電子トラップ E3 は、V/lll 比の増加とともに濃度が増加する
正相関の関係が見られた。V/lll 比の増加によって、窒素およびガリウム空孔が増加し、
E3 トラップの起源となっていると考えられる。正孔トラップ H1 については、炭素濃度に対して正相関を持つことから、炭素関連欠陥であることを示唆している。
・謝辞
本研究は文部科学省私立大学戦略的研究基板形成支援事業（平成 22 年~平成 26 年）により実施した。

ドレイン電流過渡応答を用いた AlGaN/GaN HEMT のトラップ評価
電気電子工学専攻

徳田研

高林洸太

1.目的
AlGaN/GaN HEMT がパワーデバイスとして注目を集めているが、その普及には電流コラプスの問題を解決する必要がある。電流コラプスはキャリアがトラップに捕獲されることにより生じるので、トラップの評価は重要である。本発表では、Si 及びサファイア基板上 A
lGaN/GaN HEMT のトラップ評価をドレイン電流 DLTS、MCTS 測定により行った結果について報告する。また、Si 及びサファイア基板上 n-GaN ショットキーダイオードのトラップ評価も行い、AlGaN/GaN HEMT の結果との比較検討も行った。

2.実験の方法
測定試料は、Si 基板とサファイア基板上 AlGaN/GaN HEMT である。ドレイン電流 DLTS
信号は、ゲートパルスによるドレイン電流過渡応答を測定することにより得られる。ドレイン電流 MCTS 信号は、一定のゲート電圧印加下で、禁制帯幅以上(355nm)の光パルスによるドレイン電流過渡応答を測定することにより得られる。比較の為、Si 基板とサファイア
基板上 n-GaN ショットキーダイオードのトラップ評価を容量 DLTS,MCTS 測定により行った。

3.結果と検討
図 1,2 に各試料の DLTS,MCTS 信号を示す。図 1 より Si 基板上の試料では HEMT とショ
ットキーダイオード共に電子トラップ E1(Ec-0.24eV),E6(Ec-0.44eV),E7(Ec-0.81eV) [1]が観測された。サファイア基板上の試料では HEMT とショットキーダイオード共に電子トラップ
E1(Ec-0.24eV),E3(Ec-0.59eV)が観測された。図 2 より、Si とサファイア基板上の HEMT、ショットキーダイオード共に正孔トラップ H1 (Ev+0.86eV),H3(Ec+0.25eV) [1]が観測された。
DLTS time constant : 0.191 (s)MCTS time constant : 1.91 (s)

E1

H1

HEMT

on Sapphier
HEMT
0.2A

2.0fF

schottky diodeon Si
on Sapphier

MCTS signal (fF)

E7schottky diodeon Si

MCTS signal (A)

HEMT
DLTS signal (fF)

DLTS signal (A)

E6

HEMT

0.4A
20fF

schottky diode

150

200

250

H3

schottky diode

E3
100

300

350

400

100

150

200

250

300

350

Temperature (K)Temperature (K)図 1.各試料の DLTS 信号

図 2.各試料の MCTS 信号

また、電子トラップに関して、観測したトラップが不純物や空孔による点欠陥であるか、転位による線欠陥であるかを判別するため、一定温度 DLTS における捕獲パルス幅依存を測定した。図 3 に Si 基板上 HEMT のトラップ E1 の一定温度 DLTS 信号を示す。図 3 よりパルス幅 tp が大きくなるほど信号値が大きくなっていることがわかる。図 4 に Si 基板上 HE
MT のトラップ E1 のパルス幅依存性を示す。図 4 より、トラップ E1 はパルス幅の対数に対して線形の増加依存があることから、線欠陥であると考えられる[2]。他のトラップのパル
ス幅依存性に関しては、当日発表する。

tp =AlGaN/GaN HEMT on Si
E1(Ec-0.24 eV)

CTS signal (A)

0.10

0.05

0.00
0.1

6

Trap concentration (x1010cm-2)

100 ms200 ms
500 ms
1s
2s
5s
10 s
20 s
50 s
100 s
200 s
500 s
1000 s2000 s5000 s
10000 s0.15

AlGaN/GaN HEMT on Si
E1(Ec-0.24 eV)

4

2

0
0.1

1

10

100

1000

10000

Time constant (s)tp (s)

図 3.トラップ E1 の一定温度 DLTS 信号

図 4.トラップ E1 のパルス幅依存性

4.まとめ
今回、ドレイン電流過渡応答を用いて AlGaN/GaN HEMT のトラップ評価を試みた。ドレイン電流 DLTS 測定結果より、Si 基板上 HEMT では電子トラップ E1(Ec-0.24eV),E6(Ec-0.44eV),E7(Ec-0.81eV)が観測され、サファイア基板上 HEMT では電子トラップ E1(Ec-0.24eV),E3(Ec-0.59eV)が観測された。ドレイン電流 MCTS 測定結果より、Si、サファイア基板上 HEMTで正孔トラップ H1(Ev+0.86eV),H3(Ec+0.25eV)が観測された。また Si 基板上 HEMT のトラップ E1 に対しパルス幅依存性を調べた。測定結果より、トラップ E1 はパルス幅の対数に対して線形の増加依存があることから、線欠陥であると考えられる[2]。
[謝辞] 本研究は文部科学省私立大学戦略的研究基板形成支援事業（平成 22 年~平成 26 年）により実施した。
[参考文献][1]Y. Tokuda, CS MANTECH 19 (2014)[2]T. Wosinski, J. Appl. Phys. 65, 1566 (1989).

DLTS 測定による有機 TFT のトラップ評価
電気電子工学専攻 徳田研 大田貴士

1. 目的
有機トランジスタ（TFT）の電気特性はトラップにより大きな影響を受けるため、その評価は重要である。また、トラップとバイアスストレス効果との関連も議論されている[1]。
我々は、電流 DLTS 測定を用い、有機 TFT のトラップ準位密度分布を評価できることを示した[2]。本研究では、バイアスストレス効果とトラップの関連性について検討した結果について、報告する。
2. 実験の方法
バイアスストレス効果を評価するため、バイアスストレス前と後に TFT の伝達特性の測定を行った。またバイアスストレス印加時のドレイン―ソースの電流値の変化を測定し、閾値電圧の変化として評価した。
DLTS 測定は、電荷単位方形波重み関数方式電流 DLTS 法を用いて行った。蓄積側にバイアス印加してトラップを正孔で捕獲させ、その後空乏側にバイアスを印加すると正孔放出が起きる。この時生じる電流過渡応答に方形波重み関数を適用させ、電荷単位 DLTS 信号を得た。長い捕獲パルス幅を用いるので、DLTS 測定は一定温度で行った。

3.結果と検討
図 1 は、-10V のストレスと 10V リカバリーを 1000s 間隔で印加して電流値を測定し、閾値電圧を求めた。図 2 に青色発光ダイオードで光照射後、-10V のストレスを長時間印加し、その後さらに光照射を行い、電流値を測定したものを示す。

図 1、 バイアスストレス効果

図 2、 光照射後のストレス効果

図 1 では、熱活性によるリカバリーでは完全に回復しない深い準位のトラップが考えられる。深い準位のトラップは図 2 に示すよ
うに、光励起によって回復した。図 3 に測定
前、ストレス印可後、ストレス印可後光照射したものの伝達特性を示す。ストレスの効果と光の効果は繰り返された。
図 4 に図 1 の熱活性によるリカバリーを電流 DLTS 信号として得られたものを示す。
図 3、 伝達特性
4.まとめ
バイアスストレスによるしきい値電圧
1014のシフトが観測された。バイアスストレスの回復過程から、室温で熱エミッション可によりエミッションが生じる深い準位のトラップの存在が示唆された。

N(E) [cm-2eV-1]

能な比較的浅い準位のトラップと、光照射

VaVr -10/+10 [V]
300K

1013

1012

1011
10-4

10-3

10-2

10-1

1

10

102

Emission time constant [s]図 4、 電流 DLTS
【参考文献】[1] S. D. Wang, T. Minari, T. Miyadera, Y. Aoyagi and K. Tsukagoshi, Appl. Phys. Lett.
92, 063305, 2008[2]K. Nakamura, T. Katou, M. Katayama, T. Yoshida, K. Takagi, Y. Tokuda, Materials
Research Society Fall meeting, M5.80, 2013.

平成 28 年度 新エネルギー技術開拓拠点（グリーンエネルギーのための複合電力技術の開拓）
若手シンポジウム

干渉加工のためのフェムト秒アルゴンレーザプラズマの物性
電気電子工学専攻

津田研究室

牧野佑紀

1. 目的
有機薄膜太陽電池は軽量で曲げられるという特徴があるためユビキタスな社会を実現するための電源装置として期待されている。その一方、有機薄膜太陽電池は熱に弱いという特徴があり、ナノ秒レーザによる二次加工では熱によるダメージが生じてしまう。
そのため、フェムト秒レーザを加工に用いることで熱ダメージの少ない二次加工ができるのではないかと考えられる。Fig.1 に干渉加工の一例を示す。今回はフェムト秒レー
ザを用いて有機薄膜太陽電池を加工する上でのレーザ生成プラズマの基礎データを収集するため、フェムト秒レーザを用いて高気圧下で発生させたレーザプラズマの物性計測を行った。

2. 実験の方法
電子密度測定の実験装置図を Fig.2 に示す。レーザプラズマを発生させるのに使用したレーザは波長 800nm、
パルス幅 100fs、最大出力 1TW 、
THARES LASER 社の ALPHA10である。アルゴンイオンレーザによりマッハツェンダー干渉計を構成しフリンジの時間変化からレーザパルス終了時の電子密度の測定を行った。フェムト秒レーザの出力は
ND フィルターを用いることで調整した。プローブレーザとして使用したアルゴンイオ
ンレーザの発振波長が 488nm のため光電子増倍管の前に分光器を設置し 488nm の光のみを選択して透過させ、他の光源からの光を検出しないようにした。チャンバー内のア
ルゴンガスの圧力を 1 から 100atm まで変化させた。チャンバー内に設置した集光レン
ズは焦点距離 40mm のものを用いた。また、ミラー1 とスプリッター2 は図中の左右方向へ連携して動くようになっており、これにより気圧変化による集光レンズの焦点距離の変化や、プラズマの焦点からの位置ごとの電子密度変化の測定に対応できるようにした。

Fig. 1 Example of Interference Processing

Fig. 2 Experimental Arrangement平成 28 年度 新エネルギー技術開拓拠点（グリーンエネルギーのための複合電力技術の開拓）
若手シンポジウム

次に、電子温度測定を行った。電子温度はプラズマの発光を分光計測し、その線スペ
クトル強度比から電子温度を求めた。プラズマからの光をリレーレンズを用いて集め、分光器につながれた光ファイバーに通すことで分光を行った。

3. 結果と検討
Fig.3 にフェムト秒レーザによるレンズの焦点位置における電子密度の圧力依存性のグラフを示す。電子密度の値の計算に必要なプローブレーザ光の光路長はストリークカ
メラで撮影したプラズマの値から求めた。圧力が高くなるにつれて電子密度が 1025[m-3]から 1026[m-3]まで増加することが分かった。また、レーザエネルギーを変化させると電子密度が増加するが大きく変化していないことが分かる。電子密度が初期原子密度と近い値となっており、電離度が高いことが分かる。さらに、衝突電離と二電子三体再結合のみ考慮して理論計算をした。そのシミュレーション結果を Fig.4 に示す。計測結果とシミュレーション結果を比較すると、高圧側では定性的に合致したが、低圧側では合致しなかった。電子温度の計測では、フェムト秒レーザプラズマの電子温度が圧力、レー
ザパワーによらず 4000[K]から 6000[K]程度になることが分かった。

Fig. 3 Electron Density at Focal Spot

Fig. 4 Calculated Electron Density

4. まとめフェムト秒レーザによる高気圧レーザプラズマは 1025[m-3]から 1026[m-3]程度の高密度なプラズマを生成でき、その電子密度はレーザエネルギーを変化させたときにはあまり変化しなかった。一方、アルゴンガスの圧力を変化させたときには電子密度が大きく変化することが分かった。電子温度測定によりフェムト秒レーザプラズマが 4000[K]から6000[K]程度の電子温度を持つことが分かった。以上の事から、フェムト秒レーザで生成したプラズマは低温・高密度なプラズマなので有機薄膜の加工に適している。