Mg:GaN LED 디바이스에서 defect의 역할

전산재료과학 특 집

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1. 서론

90년대 중반 이후 질화물 기반의 발광 다이오드 (light- emitting diode; LED) 디바이스가 개발되면서 LED는 점 차 우리생활 곳곳에 자리잡고 있다. 예로들어, 조명으로 부터 시작하여 대형 전광판, 교통 신호등, 자동차 계기 판, 후레쉬, 텔레비전이나 핸드폰의 back-light등 다양한 곳에서 사용되고 있다. 이러한 LED는 전통적인 백열등과 형광등이 진공 필라멘트나 가스 튜브를 이용해서 발광하 는 것과 다르게 solid-state lighting (솔리드 스테이트 라 이팅)을 이용하여 고체물질 표면에서 발광을 시킨다. 이 러한 솔리드 스테이트 라이팅은 반도체를 기반으로 하기 때문에 낮은 전력소모를 바탕으로 빠르게 빛을 구현시킬 수 있다. 그래서 기존의 조명에 비해 발열로 인한 문제점 을 크게 감소시키고 energy 효율성을 크게 향상시켰다.

또한 백열등이나 형광등과는 달리 가스, 필라멘트, 수은 등 여러 가지 인체에 해로운 물질들을 사용하지 않기 때 문에 친환경적이다. 추가로 고체 상태의 특징으로 인하 여 충격, 진동이나 마모에 대한 내구성이 강하며 그로인 해 수명또한 크게 향상되었다. 이러한 에너지 절감 효과 와 환경 친화성, 긴 수명 등의 특성들 때문에 LED산업 은 국가 차원의 차세대 성장 엔진으로서 우리나라 뿐만 아니라 전 세계적으로 녹색산업으로서 각광받고 있다.

1.1. LED 의 구동원리 및 역사

LED는 기본적으로 n형 반도체와 p형 반도체의 접합

으로 이루어지며 순방향의 전압을 가하면 n형 반도체의 전자와 p형 반도체의 정공이 결합하여 반도체의 밴드갭 (bandgap)에 해당하는 에너지만큼 빛으로 방출하는 구조 를 이루고 있다. 질화물 기반의 LED는 보통 상부발광형 이나 수직형구조로 이루어진다. Fig. 1에서 보는것과 같 이 두 LED는 모두 여러개의 서로 다른 역할을 하는 층 구조를 이룬다. 이때 n형 반도체층의 도너 (donor)들은 전 자를 생성하고 p형 반도체층의 억셉터 (acceptor)들은 정 공을 생성한다. 이렇게 형성된 전자와 정공들이 순방향 의 전압하에서 활성층으로 이동하고 서로 다른 전하를 띈 전자와 정공이 만나 소멸되는 과정에서 반도체의 밴 드갭에 해당하는 광자를 생성한다. 이렇게 생성된 광자 들은 상부의 전류퍼짐막 (current spreading layer)을 통 해서 소자밖으로 빠져나가며 빛을 발생한다. 일반적으로 GaN를 이용한 LED 디바이스는 유기금속 화학 기상 증 착법 (metal organic chemical vapor deposition; MOCVD) 이나 유기금속 기상 에피택시 (organometallic vapor phase epitaxy; OMVPE)의 기법을 이용하여 성장한다. 이때 주 로 사파이어(α -Al

O

)나 SiC가 기판으로 사용된다. GaN

Mg:GaN LED 디바이스에서 defect의 역할

글

_ 이동화 전남대학교

Fig. 1.

LED (왼쪽)와 수직형 LED (오른쪽)의 구조.

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에 n형 전기전도도를 구현시키기 위해서는 Si donor를, p 형 전기전도도를 구현시키기 위해서 Mg 억셉터를 사용 한다. GaN 기반의 LED 디바이스는 1986년 일본의 Akasaki 교수그룹에 의해 처음으로 저온 AlN 버퍼층을 이용한 metal-insulator-semiconductor (MIS) 구조에서 발 광현상을 발표하였다. 이후 1991년에 Akasaki 교수에 의 해 LEEBI (low energy electron beam irradiation) 후처 리 기법을 이용한 LED 디바이스가 발표되면서 LED 연 구는 점차 활성화되었다. 이후 1994년에는 니치아 화학 공업주식회사의 S. Nakamura가 저온 성장기법을 이용하 여 고휘도의 GaN 기반의 LED 디바이스 개발에 성공하 였고, 활성층으로 양자 우물 구조를 이용한 다양한 색의 고휘도 LED가 개발 됨으로써 LED는 점차 그 위상을 높 여가게 되었다.

1.2. Mg:GaN 의 p 형 전기전도도

현재 LED 디바이스의 성장시 p형 GaN의 생성은 여 전히 중요한 이슈 중의 하나이다. 일반적으로 p형 전기 전도도를 얻기 위해서 Mg가 도핑물질로 사용되는데 Mg 이 Ga 원자를 치환하게 된다. 이때 Mg은 Ga에 비하여 최외각에 전자 하나를 적게 가지고 있으므로 도핑전과 비교해서 GaN에 하나 적은 전자를 공급하게 되고 이는 결국 하나의 정공이 생성되는데 기여한다. 그러므로 GaN 내에 존재하는 Mg의 함유량이 많아질수록 정공에 의한 p형 전기전도도가 높아질 것으로 예상할수 있다.

하지만 높은 Mg 농도하에서 p형 전기전도도는 예상과는 다르게 전혀 증가하기 않고 심지어는 낮은 Mg 농도하에 서 p형 전기전도도보다 오히려 더 낮게 측정되었다.

이 는 GaN의 성장시 캐리어 gas로써 주입된 수소 (H) 원자 가 Mg 억셉터와 결합하여 Mg-H complex를 생성함으로 써 발생한다고 이해되어지고 있다.

비록 Mg 억셉터가 하나의 적은 전자를 공급하여 정공을 생성하지만 근처에 존재하는 수소원자가 부족한 하나의 전자를 메워 시스템 을 전기적으로 중성화 시키는 역할을 한다. 그 결과 Mg 억셉터는 더 이상 억셉터로써의 기능을 하지 못하고 Mg 이 도핑된 GaN (Mg:GaN)는 높은 저항 값의 절연 특성을 보이게 된다. 이러한 낮은 p형 전기전도도는 발광소자

개발에 큰 걸림돌이 되었다. 많은 시간과 연구를 거쳐 1991년에 이르러서야 Akasaki 교수에 의해 LEEBI 후처 리 방법을 이용한 2×10

/cm

이라는 높은 정공농도를 가진 p형 GaN가 제작되었다. 이후에 Mg:GaN 단결정 층을 400℃ 이상의 고온에서 열처리 하여 5×10

/cm

이라는 높은 캐리어 농도를 얻는데 성공하였다. 하지만 비록 캐리어 농도를 후처리를 통해서 증대시켰다고 할지 라도 여전히 이러한 캐리어 농도는 실제 Mg:GaN층에 포함된 Mg의 농도가 10

~10

/cm

인 점을 가만한다면 낮은 캐리어 농도라고 할 수 있다. 참고로 Si이 도핑된 n 형 GaN 층의 캐리어 농도는 ~10

/cm

이다. 이러한 이유 로 Ohmic contact을 생성하는 것이 힘들고 과농도의 Mg-H complex로부터 생성된 발열과 LED에서 방출되 는 빛의 포획에 의한 발광효율 감소와 같은 이차적인 문 제를 유발한다. 따라서 p형 GaN 층의 전기전도도의 효 율을 높이는 것은 GaN 기반의 LED 디바이스를 제작하 는데 있어 매우 중요한 문제이다.

Mg:GaN 층의 p형 전기전도도를 증대시키기 위해서 성장방법의 전환이나 성장 조건의 변환, 열처리와 같은 여러 가지 방법들이 제안되었다.

다양한 실험결과들은 Mg:GaN 층의 p형 전기전도도가 성장방법과 후속처리 들에 매우 민감하다는 사실을 보여주었다. 하지만, 비록 Mg:GaN 층의 p형 전기전도도가 여러 가지 조건들에 매 우 민감하게 변화한다고 할지라도 결국 후속처리에 의해 증가하는 전기전도도의 물리적인 이유로는 항상 Mg-H complex의 분리에 의한 Mg 억셉터의 활성화로 귀결되 었다. Mg 억셉터의 활성화와 관계된 많은 연구들은 Mg- H complex의 분리 모델을 이용하여 증가하는 p형 전기 전도도를 성공적으로 설명해 내었다. 하지만 비록 후속 처리에 의해 Mg:GaN 층의 캐리어 농도를 증가시키는데 는 성공했지만 Mg의 함유량에 비해 여전히 2~3 order 낮은 캐리어 농도, Mg의 함유량에 반비례하는 p형 전기 전도도의 문제, 여러 가지 후속처리에 따른 광학적 특성 의 변화와 같은 여러 가지 문제점들은 아직도 해결해야 할 숙제로 남아있다.

1.3. Mg:GaN의 광학적 특성

Mg-H complex의 분리에 의한 Mg 억셉터의 활성화 모 델은 후속처리 과정에서 증가하는 Mg:GaN의 p형 전기 전도도를 성공적으로 설명하였다. 하지만 그에반해 변화 되는 광학적 특성에 대해서는 아직 완벽히 이해하지 못 하고 있다. 여러 실험들은 Mg:GaN이 후속처리 과정중 에 가시광선 및 적외선 영역에서 광학적 특성의 변화를 보인다는 사실을 발견하였다. S. Nakamura는 저항이 강 한 Mg:GaN에서 발견된 낮은 강도의 붉은빛이 LEEBI 처 리후에 사라졌지만 600° C 이상의 고온의 NH

대기하의 열처리 후에 다시 되살아난다는 사실을 밝혀내었다.

하 지만 이러한 발광현상은 N

대기하의 열 및 LEEBI 처리 후에 사라진다는 것을 발견하였다. 유사하게 Y. Wei와 S. Zeng은 Mg 농도의 상승에 따른 붉은빛의 감소와 노 란빛의 증가를 발견되었다.

또한 최근의 연구결과는 photoluminescence (PL)를 통하여 두종류의 Mg 억셉터 들이 존재한다는 사실을 밝혀내었다.

이 연구는 두 Mg 억셉터중 하나는 열처리나 전자주입에 매우 민감하며 높 은 Mg 함유량 하에서는 준안정화 상태에 존재한다는 사 실을 밝혀내었다. 이러한 결과는 Mg:GaN이 가지는 광 학적 특성이 물질내에서 쉽게 이동해 다닐수 있는 수소 원자와 관련이 있다는 사실을 유추할 수 있다. 또한 Mg 억셉터의 활성화는 수소원자로부터 기인하기 때문에, Mg:GaN의 전기적, 광학적 특성 변화가 모두 수소원자 의 이동과 밀접한 관련이 있다는 사실을 알수 있다. 추가 로 3.4 eV 정도의 밴드갭을 갖는 GaN내에서 붉은색 또는 노란색의 빛을 발산하기 위해서는 디팩트 (defect)에 의 한 에너지 레벨이 밴드갭 내에서 donor 영역에 해당되는 곳에 형성되야 한다. Mg:GaN내에서 이러한 donor 레벨 을 형성할수 있는 디펙트는 nitrogen vacancies (V

)만 존재한다. 그러므로 Mg:GaN내에서 가시광선 영역의 빛 은 V

들로부터 기인됐다고 생각할 수 있고 V

이 Mg-H complex의 활성화에 밀접하게 관련되어 있다는 사실을 유추할 수 있다. 따라서 기존의 단순한 Mg-H complex 만을 이용한 Mg 억셉터의 활성화 및 비활성화에 대한 이해는 V

를 포함시킨 Mg-H-V

complex 모델로 확장 되어야만 하고 이들의 상호관계에 대한 이해를 통해서만 질화물 기반의 LED 디바이스에서 Mg:GaN 층의 p형 전

기전도도를 최적화 시킬수 있다. 그러한 이유로 다양한 Mg-H-V

complex에 대해서 제일원리 (first-principles) 계산을 이용하여 체계적으로 연구를 진행하였다. 이러한 계산의 결과는 Mg:GaN내에서 전기적, 광학적 특성변화 가 세 개의 서로 다른 Mg-H-V

complex 구조로부터 기 인됐다는 사실을 밝혀냈으며 그들의 상호간의 안정성이 성장방법 및 후속처리에 따라 쉽게 뒤바뀔수 있다는 사 실을 보여주었다. 이러한 Mg:GaN 내에서 디펙트의 역 할에 대한 깊은 이해는 앞으로 질화물 기반의 LED 디바 이스에서 낮은 p형 전기전도도에 따른 문제점들을 해결 하는데 있어 큰 역할을 할 것으로 기대한다.

2. 본론

2.1. 계산방법

물질의 전자적, 광학적 특성을 이해하기 위해서는 물 질내에 존재하는 전자들의 구조를 이해하고 분석해야 한 다. 여러 가지 전자구조를 분석하는 계산방법 중 현재 가 장 많이 사용되는 방법은 제일원리 (first-principles)를 이 용한 density functional theory (DFT) 계산이다.

DFT는 주로 local density approximation (LDA)이나 general gra- dient approximation (GGA) pseudopotential을 이용하여 전자들간의 상호작용에서 기인된 exchange 및 correlation energy를 계산한다. 최근에는 점차 Perdew-Burke- Ernzehof (PBE) pseudopotential에 projector augmented wave (PAW) 기법을 혼합한 방식을 이용한 계산들이 널 리 사용되고 있다.

이 계산은 전자들의 wavefunction 을 plane wave로 가정하고 Schrödinger 방정식을 풀어서 물질내에 존재하는 전자구조를 이해한다. 또한 periodic boundary condition (PBC)을 이용하여 작은 사이즈의 시스템을 이용하여 큰 고체상태인 물질들의 특성을 구현 해 낼 수 있고 다양한 사이즈의 supercell 하에서 k-point 샘플링 기법을 이용하여 Brillouin zone 안에 존재하는 전자들의 특성을 이해할수 있게한다.

현재까지 이러한 DFT계산을 이용해서 다양한 물질들의 물성 및 현상들을 물리, 화학적으로 이해하는데 성공하였으며 지금도 계속 해서 여러 분야에서 다양한 연구들이 진행중이다.

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하지만 비록 DFT 계산이 다양한 물질들의 물성을 이해 하는데 성공적으로 기여하였지만 self-interaction의 한계 로 전자와 전자간의 상호작용을 올바르게 예측하지 못하 고 그 결과 물질내에 존재하는 밴드갭을 작게 예측하는 문제점을 가지고 있다. 이런 이유로 실험상에서 3.4 eV 로 예측되는 GaN의 밴드갭을 DFT 계산은 2.14 eV로 낮게 예측하였다. 이러한 DFT의 오류는 GaN내에 존재 하는 Mg-H complex들의 energy 레벨에 대한 잘못된 예 측을 불러와 이들의 생성과 분리를 이해하는데 있어서 문제가 되었다. 하지만 최근에 개발된 PBE0 하이브리드 계산기법 (hybrid functional theory)은 density functional theory (DFT)에 Hartree-Fock (HF) exact exchange ener- gy를 섞음으로써 기존의 DFT가 가지고 있었던 잘못된 밴드갭 예측의 문제점을 보완하였다.

예를들어 최근의 연구결과는 하이브리드 계산기법을 이용하면 GaN의 밴 드갭을 실험치와 동일한 3.4 eV로 예측할수 있음을 보여 주었다.

이 연구는 기존의 DFT가 사용하는 pseudopo- tential 기법에 추가적으로 28%의 HF exchange energy 를 포함시키면 DFT로부터 낮게 예측됐던 밴드갭을 실험 치와 동일한 수치로 향상시킬수 있다는 것을 보여주었다.

그 결과 GaN에 존재하는 defect들의 상대적인 안정성에 대한 매우 정확한 예측이 가능해져 이를 바탕으로 여러 조건하에서 Mg-H defect complex들의 생성과 분리를 이해할 수 있게 하였다.

2.2. Mg-H-V

defect 들의 배열

물질 내부에 존재하는 디펙트들은 상호작용에 따라서 여러 가지 상태로 배열된다. 어떤 경우에는 서로 가깝게 모여 디펙트 클러스터를 형성하기도 하고 어떤 경우에는 상호간에 척력을 느껴 하나의 원자상태의 디펙트로 존재 하려 할 수도 있다. Mg:GaN의 경우에는 세가지의 Mg, H, V

디펙트들이 상호간에 인력을 바탕으로 세가지의 서로 다른 배열을 보여주었다. 먼저 Mg 원자는 억셉터 로써 Ga 사이트를 치환하였다. 이렇게 물질내에 존재하 는 한 원자를 외부에서 주입한 dopant로 치환하는 것은 보통 치환하는 원소를 앞에 나타내고 자리를 제공한 원 소를 뒤에 subscript로 나타내며 두 원소 사이에 존재하

는 최외각 전자수의 차이를 superscript로 나타냄으로써 표현한다. 예를들어 Mg에 의한 Ga자리의 치환은 보통 Mg′ Ga으로 표기하고 이러한 표현법을 Kroger-Vink 표 현법이라 부른다. 반면에 H 원자는 interstitial 사이트에 존재하려는 경향이 강해 Kroger-Vink 표현법에 따라 H

로 표기한다. 같은 이유로 N 원소의 부재로 인해 형성된 vacancy는 보통 V

으로 표기된다. 여기서는 앞으로 편 의상 이 세가지의 디펙트들을 Mg, H, V

로 표기하였다.

최근의 연구는 제일원리 계산을 이용하여 다양한 배열의 Mg-H-V

defect complex들이 가질수 있는 에너지를 비 교하여, 이들이 세가지의 배열을 선호한다는 사실을 밝 혀내었다. 먼저 이 계산연구는 Mg-H defect complex가 V

를 끌어당겨 Mg와 V

가 z축과 평행하게 배열된다는 사실을 보여주었다. Fig. 2은 이 Mg-H-V

defect complex 들이 선호하는 세가지의 배열을 보여준다. 그림에서 보 는것처럼 이 세가지의 서로 다른 배열은 z-축에 평행하 게 배열된 Mg-V

에 대해 H이 상대적으로 어디에 존재 하는가에 따라서 결정되며 이들을 편의에 따라 Mg1, Mg2, Mg3로 명명하였다. Mg1은 H이 Mg와 V

둘다에 가장 가까운 interstitial 공간에 존재할 경우이다. Mg2는 H이 V

의 자리에 겹쳐있을 경우이다. Mg3는 H이 Mg 와 V

둘다로 부터 떨어진 interstitial 공간에 존재하는 경우이다. 제일원리 계산 연구는 이러한 세가지의 서로 다른 Mg-H-V

defect complex들의 배열이 그들의 charge 상태에 따라 달라진다는 중요한 사실을 알려주었다. 먼 저 Mg-H-V

defect complex가 +1의 charge 상태를 갖 고 있을 때는 Mg2와 Mg3의 배열이 선호되었다. 반면에 +3의 charge 상태에서는 Mg1 배열이 에너지적으로 더 선호되었다. 이렇게 두 charge 상태에 따라 변화되는

Fig. 2.

Mg-H-V

defect complex들의 구조.

i

N

Mg-H-V

defect 배열의 선호도에 대해 조금더 생각해보 자. 우리는 2개의 최외각 전자를 갖는 Mg 원자가 3개의 최외각 전자를 갖는 Ga 사이트를 치환한다는 사실로부 터 Mg dopant가 Ga 원자보다 1개의 전자를 부족하게 공 급하는 -1의 charge를 띄는 acceptor 상태로 존재한다는 사실을 알수 있었다. 반면에 V

의 경우에는 Ga 원자로 부터 전달된 3개의 최외각 전자를 받을수 있는 N 원자가 부재하기 때문에 3개의 전자를 방출하고 그결과 +3 charge를 갖는 donor 상태로 존재한다고 생각할수 있다.

따라서 Mg-V

defect complex는 총 +2 charge 상태를 갖 게되기 때문에 Mg-H-V

defect complex가 가지는 최종 적인 charge 상태는 결국 interstitial 상태로 존재하는 H의 charge 상태에 따라 결정된다는 사실을 알 수 있다. 다시 말해 Mg-H-V

defect complex가 +1의 charge 상태를 갖기 위해서는 interstitial로 존재하는 H 원자가 -1의 charge 상태로 존재해야 하고, +3의 charge 상태로 존재 하기 위해서는 H 원자가 +1의 charge 상태로 존재해야 한다는 것을 의미한다. 그러므로 +1의 charge상태에서 Mg2와 Mg3배열이 선호된다는 것은 Mg2나 Mg3의 배열 상태에서는 interstitial H이 -1의 charge를 갖고 있다는 것을 의미한다. 이것은 Mg와 H 둘다가 negative charge 로 존재한다는 것을 의미하고 따라서 Mg2나 Mg3의 배 열상태에서는 interstitial H이 Mg acceptor를 전기적으로 비활성화 시키지 않는다는 것을 의미한다. 반면에 Mg1은 +3 charge 상태를 선호하기 때문에 결과적으로 interstitial H이 +1의 charge를 갖는다는 것을 의미한다. 이것은 Mg- H-V

defect complex가 Mg1의 배열을 할때는 Mg accep- tor와 interstitial H이 서로 상반되는 -1과 +1 charge 상태 를 유지한다는 것을 의미한다. 그 결과 Mg acceptor의 neg- ative charge를 interstitial H의 positive charge가 상쇄시켜 Mg acceptor를 전기적으로 중성인 비활성 상태로 만든다.

이것은 Mg-H-V

defect complex의 배열이 GaN의 p형 전 기전도도에 직접적인 연관이 있음을 의미하고 p형 전기 전도도를 향상시키기 위해서는 Mg-H-V

defect complex 의 배열을 조절해야 한다는 것을 의미한다.

이러한 charge 상태에 따른 Mg-H-V

defect complex 의 구조변화는 interstitial H과 관련된 전자의 전하밀도

(charge density) 변화를 통해서 이해할 수 있다. Fig. 3 은 세개의 서로 다른 Mg-H-V

defect complex의 구조 하에서 interstitial H에 의해 변형된 전하밀도 변화를 보 여준다. 이것은 전체 Mg-H-V

defect complex 하에서 의 전하밀도에서 Mg-V

와 interstitial H이 각각 따로 존 재할때의 전하밀도를 뺀 결과로부터 얻어졌다. 각 그림 에서 interstitial H에 의해 전하밀도가 증가한 영역은 파 란색으로 표시되었고, 감소한 영역은 빨간색으로 표시되 었다. 그림에서 볼수 있듯이 Mg-H-V

defect complex 의 배열에 상관없이 interstitial H이 존재하는 영역은 항 상 파란색을 띄고 있다. 이것이 의미하는 것은 intersti- tial H은 Mg:GaN 내에서 항상 주변으로부터 전하밀도 를 끌어당겨 자기 자신 근처의 전하밀도를 상승시키는 역할을 한다는 것을 의미한다. 따라서 Mg-H-V

defect complex가 +3의 charge 상태를 갖는 경우에는 +2의 charge 상태인 Mg-V

defect complex와 비교할 때 전자 가 부족한 상황임으로 interstitial H을 근처에 두어서 defect complex가 느끼는 전자의 부족을 상쇄시키려 한 다. 반대로 Mg-H-V

defect complex가 +1 charge 상태 인 경우에는 +2 charge 상태인 Mg-V

defect complex 에 비해 잉여전자가 공급된 상황임으로 최대한 intersti- tial H의 위치를 멀리 떨어지게 함으로써 defect complex 가 느끼는 잉여전자를 최소화 시키려 한다. 그 결과 +3 charge 상태에서는 interstitial H이 최대한 가깝게 존재하 는 Mg1 배열이 선호되고, +1 charge 상태에서는 intersti- tial H이 되도록 멀리 떨어져있는 Mg2나 Mg3배열이 선 호되어진다. 그럼으로 interstitial H의 위치에 따른 Mg-H- V

defect complex의 세가지 배열을 전자의 전하밀도 변화를 통해서 이해할수 있다.

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Fig. 3.

defect complex 구조하에서 interstitial H에 의

2.3. Mg-H-V

의 안정성에 대한 열역학적 이해 우리는 Mg-H-V

defect complex가 charge 상태에 따 라 interstitial H의 위치가 다른 세가지의 배열을 보인다 는 사실을 이해하였다. 이번에는 이렇게 세가지의 서로 다른 Mg-H-V

defect complex 들이 doping 농도에 따 라 어떻게 상대적으로 변화 하는가에 대해 생각해보자.

이러한 doping 농도에 따른 디펙트들의 상대적인 안정성 차이는 열역학적 개념을 이용한 디펙트의 생성 에너지 (defect formation energy; DFE) 예측을 통해서 이해할 수 있다. 디펙트의 생성 에너지 계산은 서로 다른 디펙트 들의 에너지적 안정성을 Fermi level의 함수로 나타내어

doping 농도에 따른 디펙트 구조변화를 예측하게 해준

다. 먼저 물질내에 존재하는 디펙트의 생성 에너지 계산 법에 대해서 설명해보자. α로 표현되어지는 defect나 defect complex들의 q charge 상태에서 Fermi level에 따 른 defect 생성 에너지의 예측은 보통 아래와 같이 나타 내어지는 Zhang-Northrup formalism을 이용하여 많이 계 산된다.

여기서 E

(α,q)는 defect를 포함한 시스템의 총 에 너지를 E

(perfect)는 디펙트를 포함하지 않은 시스템 의 총 에너지를 의미한다. µ

는 물질을 구성하는 i 구성 원의 chemical potential을 의미하고 n

는 변화되는 구성 원 i의 개수를 의미한다. 추가되는 원자의 개수는 양수로 써 표현되며 제거되는 원자의 개수는 음수로 표현된다. µ

는 전자가 갖는 chemical potential을 의미하고, 이는 보 통 valence band maximum (VBM)로부터 상대적인 Fermi level의 위치로 표현된다. T와 P는 열역학적인 변수들로 써 chemical potential의 온도와 압력에 따른 의존성을 의미한다. 이 식에서 시스템의 총 에너지를 사용한다는 것은 defect를 포함한 시스템과 포함하지 않은 시스템간 의 진동에 의해 발생되는 에너지의 차이가 미비하고, 열 에 의한 팽창이나 전자의 온도 의존적 경향 또한 매우 작 다는 것을 가정한 것이다. Mg:GaN 내에 존재하는 세가 지의 Mg-H-V

defect complex들의 Fermi level에 대한 상대적인 안정성을 계산하기 위해서는 각 원소들의 chem-

ical potential을 알아야한다. 먼저, Ga과 Mg 원자들의 chemical potential은 벌크 금속의 총 에너지로부터 계산 하였다. 반대로, N 원자의 chemical potential은 가스상태 로 존재하는 N

분자로부터 계산하였다. 시스템의 charge 상태에 영향을 받는 전자의 chemical potential은 디펙트 를 포함하지 않은 완벽한 상태의 GaN로부터 계산된 VBM 수치에 변수로써 더해지는 Fermi level로 표현되 었다. 작은 시스템 사이즈로 인하여 발생하는 계산상의 에러를 줄이기 위하여 디펙트를 포함하지 않은 완벽한 GaN의 electrostatic potential의 최소값과 Mg:GaN내에서 디펙트의 영향이 최소화되는 영역에서의 electrostatic potential의 최소값 간의 차이값을 보정하였다. Charged 시스템들간에 periodic boundary condition을 통해 발생 하는 허구적인 상호작용을 보정해주기 위해서는 널리 사 용되고있는 Makov-Payne 보정법이 이용되었다.

Fig. 4는 세가지 Mg-H-V

defect complex들의 생성 에 너지가 Fermi level에 따라 어떻게 변화되는가를 보여준 다. 파랑, 빨강, 검정색 라인은 각각 Mg1, Mg2, Mg3의 defect complex들이 보여주는 생성 에너지를 나타낸다.

기울기의 변화는 각 defect complex들의 선호되는 charge 상태가 변화한다는 것을 의미한다. 낮은 기울기는 Mg- H-V

defect complex들이 +1의 charge 상태에 존재한다 는 것을 의미하고 높은 기울기는 Mg-H-V

defect com- plex들이 +3의 charge 상태에 존재한다는 것을 의미한다.

그림에서는 두 개의 서로 다른 charge 상태의 Mg-H-V

defect complex를 [Mg-H-V

]

과 [Mg-H-V

]

로 표기하

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Fig. 4.

Mg-H-V

defect complex들의 Fermi level에

였다. 세 개의 서로 다른 디펙트의 생성 에너지에 대한 비교는 특정한 Fermi level에서 어떤 배열의 디펙트가 더 안정한가를 알려준다. 동일 조건하에서 가장 낮은 생성 에너지를 가지고 있는 defect complex가 열역학 적으로 가장 안정한 구조이다. 먼저 Mg의 doping 농도가 매우 높은 경우를 생각해 보자. Mg는 GaN 내에서 acceptor의 역할을 하기 때문에 매우 높은 Mg 농도는 Fermi level의 위치를 VBM에 가깝게 이동시킨다. 그 결과 그림에서 보는바와 같이 높은 Mg 농도 하에서는 Fermi level이 0 에 근접하여 +3 charge를 갖는 Mg1의 생성 에너지가 상 대적으로 가장 낮아져 Mg1이 열역학적으로 가장 안정한 Mg-H-V

defect complex의 구조로써 형성된다. 그러므 로 높은 Mg doping 농도 하에서는 전기적으로 비활성화 된 Mg1의 배열이 선호되고 낮은 p형 전기전도도를 나타 낸다. 하지만 낮은 Mg doping 농도 하에서는 Mg-H-V

defect complex들의 배열에 대한 선호도가 뒤바뀐다. 그 림에서 보는것처럼 낮은 Mg doping 농도 하에서는 Fermi level이 밴드갭의 중간지역에 위치하여 그래프의 기울기 가 달라지고 선호되는 charge 상태를 +1로 변화시킨다. 그 결과 Mg2나 Mg3의 생성에너지가 Mg1에 비해 낮아져 Mg2나 Mg3 배열이 더 선호되어 진다. 그로인해 낮은 Mg doping 농도 하에서는 전기적으로 활성화된 Mg-H- V

defect complex들이 더 쉽게 생성되어 p형 전기전도도 를 증가시킬수 있다. 이러한 계산결과는 우리에게 두가지 의 중요한 사실을 알려준다. 첫번째로 실험적으로 발견된 Mg doping 농도에 반비례하는 p형 전기전도도는 Fermi level의 변화로부터 기인된 Mg-H-V

defect complex들의 선호되는 배열의 차이로부터 기인됐다는 사실이다. 둘째 만약 Mg:GaN의 층을 성장시키는 과정에서 Fermi level 을 성공적으로 증가시킬수 있다면 고농도의 Mg doping 하에서도 선호되는 배열을 활성화된 Mg-H-V

defect complex들로 변환시켜 높은 p형 전기전도도를 얻을수 있다. 이러한 사실은 Eu/Si co-doping을 통한 실험을 통 해서 성공적으로 입증되었다. 좀더 자세한 설명은 참고문 헌을 참고하기 바란다.

2.4. 동역학적 이해

Mg-H-V

defect complex들의 생성 에너지에 대한 비 교는 doping 농도에 따라 이들 defect complex들의 선호 되는 배열이 달라질수 있다는 사실을 보여주었고 이것은 서로 다른 charge 상태에서 interstitial H의 안정한 위치에 의해 결정된다는 사실 또한 설명하였다. 지금부터는 이 렇게 서로 다른 위치에 존재하는 interstitial H이 후속처 리 과정에서 상호간에 어떻게 변환되는지에 대해 살펴보 겠다. 우리는 이것을 에너지적 관점에서 interstitial H이 어떻게 한 곳으로부터 다른 곳으로 이동하는지로 설명하 고 그러한 interstitial H의 이동이 p형 전기전도도의 활성 화와 어떻게 연관되는지에 대해서 생각해 보도록 하겠다.

먼저 계산방법에 대해 간단히 소개한다. 물질내에서 원 자의 이동을 이해하기 위해서 가장많이 사용되는 기법은 climbing-image nudged elastic band (CI-NEB) 기법이

다.

이 CI-NEB 기법은 처음과 마지막 상태의 원자구

조를 다수의 중간상태의 이미지를 이용해 연결하고 그들 사이에 spring force를 적용하여 최소 에너지 통로 (mini- mum energy path)를 발견해 내는 방법이다. 이러한 CI- NEB기법을 이용하면 원자의 diffusion 이나 표면 hop- ping 또는 chemical reaction 과정에서 거쳐가는 낮은 에 너지의 이동통로를 효과적으로 발견할 수 있다. 이 연구 에서 interstitial H의 최소 에너지 통로를 효과적으로 예 측하기 위해서 8개의 중간상태 이미지가 사용되었다.

Fig. 5은 interstitial H이 두가지의 서로 다른 이동통로를 따라서 Mg1에서 Mg2나 Mg3로 변환되는 과정에서 요 구되어지는 상대적인 에너지를 보여준다. 두 개의 라인 은 Mg-H-V

defect complex들이 서로 다른 charge 상 태에 존재할때를 나타낸다. 빨간선들은 defect complex가 +3 charge 상태에 있을 때 interstitial H의 이동과 관련된 에너지의 변화를 보여주고 파란선들은 defect complex가 +1 charge 상태에 있을 때 이동에 따른 에너지의 변환을 보여준다. 먼저 Mg1이 Mg2로 변환되는 과정에서 나타 나는 에너지의 변화에 대해서 생각해보자. 그림에서보는 것과 같이 +3 charge 상태에서는 Mg1이 Mg2로 변환되 는 것이 에너지적으로 불안정한 흡열반응이라는 사실을 알 수 있다. 추가로 interstitial H의 이동을 위해 요구되

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Mg:GaN LED 디바이스에서 defect의 역할

어지는 에너지 장벽 (energy barrier) 도 매우 높은 것을 알 수 있다. 그러므로 +3 charge 상태에서는 Mg1의 Mg2로의 변환은 기대하기 어렵고 Mg-H-V

defect com- plex는 Mg1 배열을 선호할 것이다. 하지만 defect com- plex들이 +1의 charge 상태로 존재할때는 Mg1의 Mg2 로의 변환이 에너지적으로 매우 선호된다는 사실을 알 수 있다. 높은 에너지를 요구하는 흡열반응이였던 inter- stitial H의 이동현상이 +3에서 +1로의 charge 상태 변화 와 함께 에너지를 방출하는 발열반응으로 변화되었으며, 이동을 위해 요구되는 에너지 장벽또한 charge 변화와 함께 매우 낮아졌다. 다시말해 Mg-H-V

defect complex 의 배열을 결정하는 interstitial H의 위치는 charge 상태에 의존적이어서 charge 상태를 변화시킴으로써 조절할수 있다는 사실을 알 수 있다. 아래 그림은 또 다른 intersti- tial H의 이동통로인 Mg1에서 Mg3로의 변환 역시 +3

charge 상태에서는 에너지적으로 불안정한 흡열반응이

라는 것을 보여준다. 하지만 +1의 charge 상태에서는 Mg1의 Mg3로의 변환 역시 에너지적으로 선호되는 발 열반응이 되었고 에너지 장벽또한 상대적으로 낮게 변하 였다. 그럼으로 interstitial H의 이동은 두 경우 모두 +1 charge 상태에서만 선호된다는 사실을 알 수 있다. 하지 만 Mg1의 Mg2로의 변환과 Mg3로의 변환시 요구되어 지는 에너지 차이를 비교해보면 매우 중요한 사실을 발 견할수 있다. 먼저 Mg1이 Mg2가 되기 위해서 요구되는 에너지 장벽이 Mg1이 Mg3가 되는데 요구되어지는 에 너지 장벽보다 훨씬 높다는 사실을 알 수 있다. 그림에서 보는바와 같이 Mg1이 Mg3가 되기위해 요구되는 에너 지는 0.30eV이지만 Mg2가 되기위해서 요구되는 에너지 는 네배 가까이 높은 1.21eV이다. 그럼으로 Mg3가 Mg2 에 비해 동역학적으로 더 선호된다는 사실을 알수 있다.

하지만 이와 반대로 최종상태의 에너지적 안정성은 Mg2 가 Mg3에 비해 더 높았다. Mg1이 Mg2가 되므로써 발 열을 통해서 얻을수 있는 에너지적 안정성은 1.06 eV였 지만 Mg1이 Mg3가 되므로써 얻을수 있는 에너지적 안 정성은 0.25 eV였다. 그러므로 Mg2가 Mg3보다 열역학 적으로 훨씬 더 안정한 상태라는 것을 알수 있다. 이러한 에너지적 특징은 Mg-H-V

defect complex의 구조에 charge와 온도 두가지 모두의 의존성을 부여한다. +3 charge 상태에서는 Mg1이 항상 에너지적으로 안정한 defect 구조가 된다. 하지만 charge 상태가 +3에서 +1로 변함에 따라 Mg2나 Mg3가 Mg1보다 더 선호되어진다.

이때 비록 Mg2가 열역학적으로 더 안정한 상태라 할지라 도 낮은 온도에서는 Mg1이 Mg2로 이동하기위해 필요 한 에너지를 공급받기 어렵고 상대적으로 낮은 에너지 장벽을 갖는 Mg3 상태로 변화될 것이다. 반대로 고온에 서는 더 이상 에너지 장벽이 문제가 되지 않음으로 에너 지적으로 가장 안정한 상태인 Mg2가 더 선호된다. 이러 한 계산결과는 LEEBI 후속처리시 Mg acceptor가 어떻게 활성화 되는지를 설명한다. 높은 Mg 농도 하에서 Mg-H- V

defect complex들은 +3 charge 상태를 선호하고 H 원자에 의해 비활성화 될 것이다. 하지만 LEEBI 후속처 리는 이 defect complex의 charge 상태를 +3에서 +1로 변 화시키고 이러한 변화는 interstitial H의 이동으로 이어

특 집 이동화

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Fig. 5. Mg1에서 Mg2 (위쪽 )

Mg1에서 Mg3 (아래쪽 )으로

interstitial H이 이동해 나가는 과정에서 요구되는 에너지 .

져 전기적으로 활성화된 Mg2나 Mg3 구조로 변화될 것 이다. 이때, LEBBI 후속처리 과정에서 공급된 에너지가 Mg2로 가는 에너지 장벽을 넘어갈 정도가 되면 Mg2 형 태로 변형될 것이고 그것보다 낮다면 Mg3로 변형될 것이 다. 그럼으로 비록 전자빔이나 열처리등을 이용해서 Mg acceptor를 활성화 시킨다 할지라도 실제적인 defect의 구조가 어떻게 바뀌는가는 여러 가지 환경 조건에 따라 매우 큰 차이가 발생할수 있다. 이결과들은 위의 Table 1 에 요약되어 있다.

2.5. Electronic density of states (DOS)

이번에는 electronic density of states (DOS)를 이용해 서 interstitial H의 위치가 defect의 에너지 레벨에 어떠 한 영향을 미치는지 알아보자. Fig. 6은 세가지의 Mg-H- V

defect complex들에 대한 DOS의 비교를 보여준다.

이 그림들은 각 시스템들의 VBM을 기준점 0으로 선택 하여 그려졌다. 각 원자들이 가지는 partial DOS를 분석 해본 결과 valence band 부분은 N 2p 오비탈에 의해서 주로 생성되는 반면에 conduction band 부분은 Ga과 N 둘다의 s와 p 오비탈의 hybridization에 의해서 생성된다 는 사실을 알수 있었다. 세가지의 서로 다른 Mg-H-V

defect complex들은 Mg:GaN의 밴드갭 안의 각각 다른 위치에 gap state를 생성하였다. 먼저 Mg1의 경우에는 그림에서 보이는 바와 같이 V

로부터 기인된 shallow donor 레벨을 VBM으로부터 3.14 eV 떨어진 곳에 생성 하였다. Mg2의 경우에는 V

에 의한 donor 상태는 사라 지고 N 원자들 주변에 분포하는 shallow accrptor 상태 만이 약하게 나타났다. Interstitial H이 Mg와 V

둘다로 부터 떨어진곳에 존재하는 Mg3가 되면 Mg1에서 나타 났던 shallow donor 레벨이 약간 밴드갭 내로 이동해 VBM으로부터 3.02 eV 떨어진 곳에 위치하게 된다. 이

러한 서로 다른 interstitial H의 위치에 따른 gap state의 이동을 이해하기 위해서 gap state들이 시스템 내부에서 어떻게 분포되는가를 분석하였다. Fig. 6의 내부에 삽입 된 그림은 V

로부터 기인된 gap state들의 전하밀도를 보여준다. Mg1의 경우에는 interstitial H이 V

와 가까운 곳에 위치하기 때문에 전자가 쉽게 V

로부터 interstitial H으로 이동할수 있다. 그결과 V

의 donor 적인 성향이 강화되어 V

로부터 생성된 gap state의 전하밀도가 감소 하며 gap state는 더 쉽게 전자를 줄 수 있는 shallow한 에너지 상태에 존재한다. 반면에 interstitial H이 V

로부 터 떨어진 상태에 존재하는 Mg3의 경우에는 V

가 더 이 상 interstitial H과 강한 상호작용을 하지 못해 gap state에 축적되는 전하밀도는 상승하고 donor로써의 기능은 약 화된다. 그 결과 V

로부터 만들어진 donor 레벨은 밴드

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Mg:GaN LED 디바이스에서 defect의 역할

Table 1. Mg1 에서 Mg2 나 Mg3 로 변환되는 과정에서 charge 상 태에 따라 요구되는 에너지

Fig. 6.

Mg-H-V

defect complex들에 의해 형성된

DOS의 비교 .

갭 내에서 더 깊은 곳으로 이동하게 된다. 따라서 inter- stitial H의 이동에 의한 Mg1에서 Mg3로의 변환은 밴드 갭내에 존재하는 gap state에 red-shift를 일으킨다. 그러 므로 V

에 의해 생성된 donor 레벨은 Mg-H-V

defect complex들의 배열에 영향을 받고 이러한 차이는 Mg:GaN 의 광학적 특성에 영향을 미치게 된다.

2.6. 광학적 특성에 대한 이해

이제까지 우리는 Mg-H-V

defect complex의 구조가 Mg:GaN의 전기적 특성에 어떠한 영향을 미치는지에 대 해 주로 생각해 보았다. 이번에는 이러한 구조적 변화가 광학적 특성에 어떤 영향을 미치는가에 대해 생각해보자.

서론에서 우리는 여러 실험을 통해 Mg:GaN의 광학적 특성이 후속처리 이후에 바뀔수 있다는 사실을 설명하였 다. 지금부터 왜 이러한 광학적 특성의 변화가 일어나는 가를 생각해보자. 어떤 물질이 보이는 광학적 스팩트럼 은 linear response time-dependent DFT 계산을 통해서 예 측될수 있기 때문에 서로 다른 defect 구조로 인한 광학 적 특성의 차이는 계산을 통해서 충분히 이해가 가능하 다. Fig. 7은 계산으로 예측된 가시광선과 자외선 근방의 영역에서 세가지의 서로 다른 Mg-H-V

defect complex 들이 보이는 광학적 스팩트럼을 보여준다. Fig. 4와 동일 하게 파랑, 빨강, 검정색 선은 Mg1, Mg2, Mg3의 광학적 스팩트럼을 나타낸다. 그림에서 보는것과 같이 Mg-H-V

defect complex들의 배열 차이는 정말로 가시광선과 자 외선 영역의 광학적 스팩트럼의 차이를 일으켰다. 먼저

Mg1은 노란색의 가시광선 영역인 2.24 eV의 에너지와 자외선 영역인 3.27 eV의 에너지 근처에서 발광 peak을 형성하었다. 만약 interstitial H이 Mg와 V

둘다로부터 멀어진 지역으로 이동해서 Mg3를 형성하면 노란색 영역 에서 보이던 peak은 빨간색 영역인 2.01 eV로 이동하고 자외선 영역의 peak은 3.17 eV로 이동된다. 다시말해 Mg1에서 Mg3로의 디펙트 구조변환은 가시광선과 자외 선 둘다의 영역에서 red-shift를 동반한다. 반면에 Mg2의 생성은 가시광선 영역에서 발광되는 peak을 제거시키고 단지 3.04 eV 근방의 자외선 영역내의 빛만을 방출시켰 다. 이러한 계산결과는 다양한 실험으로부터 발견된 현 상들을 매우 잘 설명한다. 먼저 서론에서 다뤘던 Mg:GaN 의 LEEBI나 열처리 과정에서 발견된 노란색 빛의 빨간 색으로의 변환은 Mg1이 Mg3로 변환됐다는 것을 의미 한다. 유사하게 Monemar에 의해 발견된 저온처리에 의 한 자외선 빛의 red-shift 현상 또한 Mg1이 Mg3로 변환 됐다는 것을 보여준다. Si의 co-doping에 의해 사라지는 가시광선 영역의 발광현상은 Mg1이 Mg2로 이동됐다는 증거가 된다.

그러므로 우리의 제일원리 계산결과는 Mg-H-V

defect complex들의 구조가 Mg:GaN의 전기 적, 광학적 특성을 이해하는데 매우 중요하고 이들의 배 열을 성공적으로 조절함으로써 Mg:GaN의 전기적, 광학 적 특성을 변화시킬수 있다는 것을 보여준다.

2.7. 실험적 관찰

이제까지 우리는 제일원리 계산을 통해서 Mg:GaN의 전기적, 광학적 특성들이 Mg-H-V

defect complex들의 배열에 따라 어떻게 바뀌고 그들 사이의 상대적인 에너 지 선호도가 어떻게 변화하는가에 대해 살펴보았다. 지 금부터 간략하게 이러한 계산적 결과들이 실험적 결과들 과 얼마나 잘 일치하는지에 대해 간단하게 설명하겠다.

이를 위해 Eu을 probe로 사용해서 Mg-H-V

defect com- plex들의 구조를 살펴보는 방법을 이용하였다. 먼저 defect complex들의 구조에 대한 Fermi 레벨의 의존성을 살펴보기 위하여 Si donor를 이용하였다. Si의 농도증가 는 Fermi 레벨 상승을 일으키고 그결과 계산에서 예측했 던 것과같이 Mg1 구조가 Mg2 구조로 변환된다는 것이

특 집 이동화

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Fig. 7. TD-DFT

Mg-H-V

defect complex

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Mg:GaN LED 디바이스에서 defect의 역할

실험을 통해서 확인되었다. 둘째로 동역학적 특성을 보 기 위하여 저온과 고온에서 LEBBI 처리시에 나타나는 Mg-H-V

defect complex의 구조를 살펴보았다. 이 결과 역시 계산에서 예측했던 것과 같이 저온에서의 LEEBI 처리는 Mg1의 Mg3로의 변환을 촉진 시켰지만 고온에서 의 LEEBI 처리는 Mg1을 주로 Mg2로 변환시킨다는 것 이 관찰되었다. 그러므로 우리의 제일원리 계산으로부터 예측된 세가지 Mg-H-V

defect complex들의 배열의 상 대적인 열역학적, 동역학적 안정성은 실험에 의해서 증명 되었고 Eu을 probe로 사용해서 다양한 defect complex들 의 구조를 관찰하는 테크닉 또한 여러 디펙트의 구조를 이해해 나가는데 있어 그 활용성 측면에서 매우 기대할 만 하다. Eu을 probe로 이용해서 실험을 진행하는 테크 닉에 대한 자세한 설명은 참고문헌을 참조하기 바란다.

3. 결론

제일원리 hybrid 계산을 이용하여 Mg-H-V

defect complex들의 가질수 있는 구조에 대해 살펴보았다. 비록 많은 실험들을 통해 Mg:GaN의 낮은 p형 전기전도도가 H에 의한 Mg acceptor의 비활성화의 결과라고 받아들여 지고 있으나 Mg의 함유량에 비해 턱없이 낮거나 반비례 하는 p형 전기전도도의 문제 또는 여러 가지 후속처리 이후에 변화되는 광학적 특성의 변화와 같은 문제들은 여전히 해결해야할 숙제로 남아있다. 우리는 여기서 hybrid 기법을 이용한 제일원리 계산을 통해 높은 Mg 농도에 따른 낮은 p형 전기전도도에 대해 완벽한 설명을 제공하였다. 이 계산기법을 이용해서 Mg-H-V

defect complex는 interstitial H의 위치에 따라 Mg1, Mg2, Mg3 세가지의 서로 다른 defect 구조를 갖을수 있다는 사실을 밝혀내었다. 또한 LEEBI나 열처리를 통한 Mg acceptor 의 활성화 과정중에 Mg-H-V

defect complex들이 격는 다양한 구조 변화에 대해서도 성공적으로 설명해 내었다.

Fermi 레벨의 변화가 defect complex가 선호하는 charge 상태를 변화시키고 그로인해 Mg acceptor의 활성 상태 를 결정한다는 사실 또한 설명하였다. Interstitial H의 위 치가 V

에 의해 만들어진 gap state들의 전자적, 광학적

특성들을 결정한다는 사실 또한 보여주었다. 이러한 제 일원리 계산을 통한 Mg:GaN내에 존재하는 Mg-H-V

defect complex들에 대한 완벽한 이해는 아직까지 풀리 지 않고 있는 질화물 기반의 발광 다이오드가 갖는 낮은 p형 전기전도도를 더욱 향상시키는데 있어 큰 역할을 할 것으로 기대된다.

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이 동 화

2004년 고려대학교 재료금속공학부 학사 2007년 미국 Univ. of Florida 재료공학과 석사 2010년 미국 Univ. of Florida 재료공학과 박사 2010-2014년 로렌스 리버모어 연구소

(LLNL) 박사후 연구원 2014-2015년 오크리지 연구소 (ORNL) 박사

후 연구원

2015년-현재 전남대학교 신소재공학부 조교수