在隧穿氧化物钝化接触(TOPCon)太阳能电池的制造中,氢气泡的形成严重降低了钝化性能。在这项研究中,我们研究了在制造用于晶体硅太阳能电池的TOPCon期间气泡的形成机理以及对此类气泡的抑制作用。
我们测试了退火温度和持续时间,表面粗糙度和沉积温度对水泡形成的影响,该影响以两种方式被抑制。
首先,在粗糙表面上制造TOPCon可以提高附着力,从而减少热退火后形成的气泡。
第二,在较高温度下的沉积或退火导致膜中氢的减少。在TOPCon结构退火后,通过580°C低压化学气相沉积制备的样品不含硅氢键和水泡。
值得注意的是,尽管氢含量低,但在300、370和450℃下进行等离子体增强化学气相沉积后,样品已经按原样起泡。对氢的结合,微观结构和沉积机理的分析表明,在等离子体增强化学气相沉积(PECVD)沉积中,尽管衬底温度的升高会降低氢含量,但仍存在孔隙率增加和分子氢捕获的风险,导致更严重的水泡。尽管氢含量低,但在沉积状态下,水和450°C已经起泡。对氢的结合,微观结构和沉积机理的分析表明,在等离子体增强化学气相沉积(PECVD)沉积中,尽管衬底温度的升高会降低氢含量,但仍存在孔隙率增加和分子氢捕获的风险,导致更严重的水泡。尽管氢含量低,但在沉积状态下,水和450°C已经起泡。对氢的结合,微观结构和沉积机理的分析表明,在等离子体增强化学气相沉积(PECVD)沉积中,尽管衬底温度的升高会降低氢含量,但仍存在孔隙率增加和分子氢捕获的风险,导致更严重的水泡。
工业晶体硅(c-Si)太阳能电池的转换效率不断提高,即将达到22%1。当前晶片表面钝化以提高效率的方法是在背面的其余部分被钝化的同时,通过在背面使用小面积局部接触来减少金属接触处的复合损失。钝化的发射极和后触点(PERC)结构是对传统背面场(BSF)结构的实质性升级,并且在工业上用作新标准2。但是,一旦转换效率达到23%3,预计金属触点的复合损失将成为主要问题3。因此,钝化接触作为实现太阳能电池技术的技术进步的重要研究课题而受到关注。钝化接触已被视为自20世纪80年代的理想太阳能电池结构4,5。在SunPower公司于2010年6进行早期工业应用之后,对钝化接触结构进行了广泛的研究。钝化接触的想法是在不使晶片和吸收体材料与金属电极直接接触的情况下,形成全区域接触。研究最深入的钝化接触结构是氧化硅(隧道氧化或SiO x)上的重掺杂多晶硅(poly-Si ),称为隧道氧化物钝化接触(TOPCon)7或多晶硅上氧化物(POLO) 8,9
在该钝化接触结构,重掺杂的多晶Si可通过低压化学气相沉积(LPCVD)来要么沉积9,10,11或由氢化的无定形硅的热退火进行晶化(的a-Si:H)沉积通过等离子体增强化学气相沉积(PECVD)12,13,14,15。在任一情况下,该层堆叠结构必须被热在大约850℃的温度下退火,以减少界面缺陷13,16。
之一在TOPCON结构的问题通过的a-Si的PECVD制造:在隧穿氧化物层的顶部H层是水疱形成,特别是在热退火13,14。由于富含氢的前体气体和沉积条件而形成气泡。的“氢化”的a-Si:H薄膜的释放10其氢含量20〜10 22 厘米-3的高温退火过程中。释放的氢的一部分积聚在a-Si:H和SiO x之间的界面处,最终形成气泡。水疱形成降低了TOPCON质量13,14由于薄膜形态的不均匀性和横向输送路径的增加。因此,必须微调制造过程以解决起泡问题。
尽管具有上述重要性,但在TOPCon的制造过程中气泡的形成机理和抑制作用尚未得到充分理解。在这项研究中,我们研究了这些方面。我们测试了制造中各种因素的影响,例如退火温度和持续时间,表面粗糙度和沉积温度。通过引入表面粗糙度并通过在较高温度下沉积或退火来减少薄膜中的氢含量,可以抑制TOPCon中的气泡形成。
图 1显示了沉积的无氧化层的a-Si:H膜表面的一系列光学图像(a-Si:H / c-Si,图 1a–c)和沉积在其上的a-Si:H膜隧穿氧化物层(a-Si:H / SiO x / c-Si,图 1d–f)以及a-Si:H / SiO x / c-Si结构的扫描电子显微镜(SEM)图像(图 1g–i)。对于该系列,样品通过PECVD沉积,并使用化学机械抛光(CMP)处理的半导体级c-Si作为衬底。
(a–c)a-Si:H / c-Si和(d–f)a-Si:H / SiO x / c-Si结构表面的光学图像。(g–i)a-Si:H / SiO x / c-Si结构的SEM图像在600、700和800°C退火。CMP处理的半导体级c-Si被用作衬底。
样品表面的光学图像是在600、700和800°C退火后拍摄的。无论退火温度如何,a-Si:H / c-Si结构在退火后均未显示起泡现象。另一方面,a-Si:H / SiO x/ c-Si结构在退火后显示出明显的起泡。在光学显微图像中,气泡在a-Si:H表面上显示为圆形物体。此外,通过倾斜SEM视图对水泡的形状进行了交叉验证。值得注意的是,在700和800°C的退火温度下观察到水泡的破裂,而在600°C的水泡似乎保持了其形状。由于通过PECVD制备的a-Si:H膜在带式炉中退火短时间5分钟,因此在700或800°C的高温下退火也会引入很高的加热速率。在这种快速加热下的氢渗出会在水泡中建立分子氢的火山气体压力,可能导致在高退火温度下水泡破裂。
如图1所示 ,没有氧化物层的a-Si:H / c-Si样品未显示起泡。该结果的原因与SiO x / c-Si 的氢传输机制有关,该机制已经针对金属氧化物半导体(MOS)17进行了研究。镍显示,MOS结构中的氧化层减少了进入底层(c-Si)的氢通量,从而起到了氢扩散阻挡层17的作用。因此,在a-Si:H / SiO x / c-Si的情况下,氢聚集在a-Si:H / SiO x界面并形成气泡,而在a-Si:H / SiO x / c-Si的情况下,氢会渗入c-Si衬底。a-Si:H / c-Si。换句话说,起泡的主要原因是SiO x并且,通过除去SiO x可以避免起泡。然而,除去SiO x对于防止起泡不是可行的解决方案,因为隧道氧化层对于实现钝化接触是必需的。图 2示出了在图1所示的各种温度和持续时间下退火之后,a-Si:H / c-Si和a-Si:H / SiO x / c-Si 的隐含V oc的演变。除处于沉积状态外,a-Si:H / c-Si样品总体显示出较低的隐含V oc。在沉积状态下,通过PECVD制备的n型a-Si:H可作为良好的钝化层,同时提供化学和场效应钝化16。退火过程中的脱氢和结晶作用会在界面处引入过多的缺陷,导致退火后a-Si:H / c-Si样品的隐含V oc差。
a-Si:H / c-Si和a-Si:H / SiO x / c-Si结构的隐含V oc在各种温度下退火不同的持续时间。CMP处理的半导体级c-Si被用作衬底。
对于具有隧穿氧化物层的样品a-Si:H / SiO x / c-Si,值得注意的是,隐含的V oc在600°C退火1分钟和800°C退火时都很高。1和5分钟。这样的行为还可以在文献中找到15,16和归因于的钝化机构的变化。在600°C下退火1分钟会导致界面处的硅氢键重排;因此,硅氢键的化学钝化占主导地位15。在更高的温度下,硅氢键断裂,样品中的氢冒出。同时,a-Si:H结晶为多晶硅,并重建了隧穿氧化物。因此,在温度高于800℃,载流子选择性的接触形成,从而允许以使电子-空穴复合从根本上避免了,而空穴被排出到被转移只有电子15,16。然而,总的隐含V OC在a-Si的:H /的SiO X示于图/单晶硅。 2次出现相比结果为不良别处报导7,9,12,13,15,16。认为应该进一步优化薄膜的沉积和退火工艺,并应抑制气泡的形成以提高钝化质量。
为了测试退火条件对水疱形成的影响,将a-Si:H / SiO x / c-Si叠层在不同温度和不同持续时间下退火。图 3显示了在不同温度和不同持续时间下退火的a-Si:H / SiOx / c-Si叠层表面的光学图像,图 4显示了通过分析所示光学图像获得的气泡形成统计数据图 3中使用ImageJ软件。根据结果的总体趋势,在较高的退火温度和较长的退火时间下会形成大量的气泡,而在较低的退火温度和较短的退火时间下会形成较大的气泡。数字 图4(c)示出了光学图像中的总起泡区域。不管退火条件如何,即气泡的数量和气泡的大小,气泡的面积始终约占整个表面积的20%。起泡应与硅氢键中氢的逸出速率有关,因为起泡是由积累的氢脱离界面而形成的。换句话说,起泡依赖于从a-Si:H发出的氢,不能通过控制退火条件来避免。但是,如果温度上升速率极低,则由于氢的缓慢渗出速率,可避免起泡。de Calheiros Velozo 等。测试了沉积在c-Si晶片上的a-Si:H膜的热脱氢,结果表明,如果加热速率低至0.5°C / min,则不会起泡18。因此,可以在极低的加热速率下防止起泡,但是考虑到现代太阳能电池制造工艺的产量,如此低的加热速率在工业中将是不切实际的并且难以实现。因此,应通过改变a-Si:H与SiO x之间的附着力或控制a-Si:H的氢含量来抑制起泡。
a-Si:H / SiO x / c-Si层堆叠的表面在不同温度下退火不同持续时间后的光学图像:(a)600°C 1分钟,(b)600°C 3分钟,(c)600°C 5分钟,(d)700°C 1分钟,(e)700°C 3分钟,(f)700°C 5分钟,(g)800°C 1分钟,(h)800°C持续3分钟,(i)800°C持续5分钟。
基于图3中显示的光学图像的气泡形成统计数据 :(a)气泡的数量,(b)气泡的平均直径和(c)不同退火温度和持续时间的总气泡面积。
图 5图显示了热退火后TOPCon表面的一系列光学图像。触点是在各种硅晶片上制造的:用CMP处理过的晶片,用氢氧化钾(KOH)蚀刻过的晶片和具有金字塔纹理的晶片。经CMP处理的晶片在热退火后显示出最明显的起泡现象。经KOH蚀刻的c-Si表面显示出表面粗糙度,该表面粗糙度源自c-Si的晶体学特征。如蓝色圆圈所示,在KOH蚀刻的表面上制成的TOPCon的气泡明显减少。有趣的是,在有纹理的表面上制造的TOPCon在热退火后没有可见的气泡形成。该结果表明,表面粗糙度的引入抑制了气泡的形成。19。他们发现,瓦楞纸界面的最大剥离力(附着力)随着基材粗糙度的增加而增加。因为波纹结构可以看作是表面粗糙度的简化的二维模型,所以薄膜的粘附力将随着表面粗糙度的增加而增加。因此,在粗糙表面上制造TOPCon可以防止形成气泡。确实,行业中的最新研究表明,可以使用带纹理的背面 3制造工业TOPCon太阳能电池。在有纹理的背面上制造TOPCon也将有利于双面太阳能电池的应用 3。
在各种硅晶片表面上制造的TOPCon表面的光学图像:(a–c)化学机械抛光的表面;(d–f)在KOH中蚀刻的表面;和(g–i)金字塔纹理表面。KOH蚀刻样品上的水泡带有蓝色圆圈
图 6显示了在CMP处理,KOH蚀刻和金字塔结构的c-Si表面上制造的TOPCon 的隐含V oc的演变。与图5所示的光学图像一致,在 热退火条件范围内,显示出最明显的起泡现象的在CMP处理过的表面上制造的触点隐含V oc最低。值得注意的是,带有金字塔纹理的样本显示的隐含V oc较低。比用KOH蚀刻的样品 认为需要进一步优化以在金字塔纹理表面上制造TOPCon。考虑到诸如纹理化后的表面积增加,有效薄膜厚度随倾斜平面上的沉积而变化,<111>金字塔平面上的不同晶体学取向等因素,优化后的金字塔纹理化样品有望获得更好的钝化效果。100>平面,并且在金字塔结构上同时出现SiO x和a-Si:H的保形覆盖问题。
在CMP上制造的a-Si:H / SiO x / c-Si结构的隐含V oc,经KOH蚀刻和金字塔纹理化的c-Si表面在不同温度下退火了不同的持续时间。
控制沉积期间衬底温度修改的硅薄膜的氢含量20,21。在PECVD的情况下,生长的薄膜由低于400°C的衬底温度下的硅氢键22组成,所得薄膜的氢含量范围为10-15 at。%21。在较高的衬底温度下,氢获得足够的动能以变为挥发性23。换句话说,将在高衬底温度下获得具有低氢含量的a-Si:H。甲硅烷(SiH 4)在420°C以上开始热分解,在约550°C时分解变得明显24。因此,如果基板温度高于550°C,则应获得完全脱氢的薄膜。
图 7显示了a-Si:H / SiO x的一系列光学图像/ c-Si叠层,在热退火之前和之后在各种衬底温度下制造。为了测试在高温下沉积的样品的起泡行为以确保完全脱氢,我们在温度序列中添加了通过LPCVD制造的样品。椭圆偏振光谱分析和建模表明,LPCVD膜的晶体体积分数低;因此,LPCVD沉积的样品是多晶硅(poly-Si)。通过LPCVD在580°C的基板温度下制造的多晶硅在热退火后似乎没有起泡。该结果表明,在高于580°C的温度下沉积硅薄膜可以防止TOPCon制造中的起泡。
TOPCons(的表面的光学图像A-E之前和()的f-Ĵ退火后)。样品在(a,f)200°C下沉积;(b,g)300°C; (c),(h)370℃;(d,i)450℃;(e,j)580℃。
沉积在高温下可能会产生低质量的材料,因为生长表面是由硅-氢键不再覆盖21,25。表面氢覆盖率的损失在表面上引入了悬空键,导致前体的短表面扩散,进而导致生长的膜25的孔隙率和粗糙度升高。温度序列显示,通过PECVD在300、370和450°C下制备的样品在沉积状态下已经起泡。此结果的原因可能是双重的。首先,如上面所解释的,高的基片温度降低了生长表面的表面覆盖氢,引入前体气体的凹陷表面扩散21,25。因此,衬底温度的升高将导致增加的空穴浓度,从而可以捕获分子氢。第二个原因与氢的散发有关。随着基板温度的升高,表面氢的消除可能性增加。膜沉积过程涉及通过分子硅烷物质从一个硅原子中消除氢原子。在高温下,从薄膜的大部分直接放出氢(渗出)变得很重要。因此,析氢是分子氢的消除,其中一个氢原子在二聚体上移动到第二个氢原子,然后形成一个氢分子21。该过程类似于在<100> c-Si的氢化表面上析出分子氢的情况。氢的渗出确实是各向同性的过程。因此,一部分氢可能会被捕获在生长膜和基板之间的界面处,从而导致气泡处于沉积状态。还应该指出,PECVD参数的微调(例如相对气体流量比)可以抑制起泡26。但是,在这项研究中,我们测试了恒定气体流量比下基板温度的影响。
图 8显示了两个TOPCon 的隐含V oc,即处于沉积状态且在各种温度下退火后的200℃下通过PECVD制造的a-Si:H和580℃下通过LPCVD制造的多晶硅。PECVD a-Si:H和LPCVD多晶硅均在KOH蚀刻的太阳能电池级晶圆上制造;因此,已经大大减少了水疱的形成。对于除900°C以外的所有退火温度,在580°C下使用LPCVD多晶硅的TOPCon的隐含V oc高于在200°C下使用PECVD a-Si:H的隐含V oc。然而,与图2中的结果相比 ,PECVD a-Si:H样品显示出显着改善的隐含V oc,这表明使用粗糙表面可增强钝化。隐含V的减少OC在温度高于900℃退火后可以归因于在所述隧穿氧化物的化学计量的变化,以形成硅低氧化物,降解钝化。
在各种温度下退火时,通过200℃下的PECVD和580℃下的LPCVD制造的TOPCon 隐含V oc的演变。PECVD a-Si:H和LPCVD多晶硅均在KOH蚀刻的太阳能级晶圆上制造;因此,大大减少了水泡的形成。
上所述,在不同基板温度下的沉积改变了薄膜的氢含量。上面给出的实验结果表明,如果我们在580°C等高温下沉积硅薄膜,则可以避免起泡。此外,在580°C下沉积的TOPCon的钝化质量优于在200°C下沉积的TOPCon。为了测试与硅氢键有关的行为,进行了氢扩散和傅里叶变换红外光谱(FTIR)。
图 9示出了基体-温度序列的氢扩散结果和FTIR吸收光谱。将用于氢扩散的康宁玻璃和用于FTIR的<111> FZ c-Si晶片用作基板。当以恒定速率加热a-Si:H时,硅氢键断裂,并且流动的氢流出。在氢扩散实验中,取决于氢含量,样品配置和材料27的微观结构,涉及几种不同的氢扩散过程。在大约350°C(相对较低的温度)下,氢气开始流出。图9中的低温(LT)峰 与互连空隙内表面的硅氢键断裂有关。在约350°C的低温下,释放的氢原子立即形成分子氢28。此外,捕获在纳米空隙中的分子氢可以在低温下释放。Fedders 等。通过核磁共振实验报道,a-Si:H的总氢含量中多达40%是分子氢29。在大约500°C的较高温度下,孤立的空隙中的硅氢键开始破裂。在这种情况下,释放出的氢以原子氢的形式扩散到材料中。因此,这是扩散速率限制的过程。因此,高温下的氢喷射过程取决于诸如厚度和微结构30的材料特性。在两个氢流出峰之间,还可以观察到连续的氢流出信号。该信号由氢运动归因于材料的重建31,如氢扩散和无定形网络松弛31,32。
a)氢的扩散结果和(b)在200、300、370和450℃下通过PECVD制造的a-Si:H和在580℃下通过LPCVD制造的多晶硅的a-Si:H的FTIR吸收光谱。
如图 9(a)所示,除了由于衬底引起的背景信号之外,LPCVD样品最初没有显示出氢逸出。考虑到580°C的高基板温度以及在图7所示的光学图像中未观察到气泡形成的事实,这一结果不足为奇。 。在高于580°C的温度下进行硅烷热解会完全将硅烷分子分解成一个硅原子和两个氢分子,并且材料中没有氢。对于通过PECVD制造的a-Si:H样品,氢渗出信号相对于衬底温度显示出两种趋势。对于在较高基板温度下沉积的样品,LT渗出峰移至较低温度。该结果应归因于内表面积的增加,即材料的孔隙率。Bertran 等。分析了通过PECVD制备的硅纳米粉的氢扩散特征,并观察到当掺入较大的纳米粒子时LT的渗出峰移至较低温度33。此外,在较高的底物温度下,LT渗出峰的强度似乎更大。此外,高温(HT)渗出峰的强度随着基板温度的升高而降低。另外,对于在较高温度下沉积的样品,HT流出峰的信号水平似乎降低了。
FTIR可以作为氢扩散的一种很好的补充测量技术,因为FTIR可以检测硅氢键的分子振动,而氢扩散可以检测材料中的总氢。在FTIR光谱中,与硅-氢键的吸收带是在650厘米显著-1和2000厘米-1,这归因于摇摆和拉伸模式,分别34,35。在大约850 cm -1处发现了另一个吸收带,但是由于该吸收带的信号强度相对较低,因此通常认为吸收带的重要性较低。可以通过积分650 cm -1处的摆动模式带来推断材料的氢含量(C H)因为摇摆模式对应于总氢含量,并且独立于接合构造34,35。在2000厘米拉伸模式-1也是重要的,因为各种接合构造,诸如单氢化物,二氢化物,和multihydride(SI-H,的Si-H 2),可以通过该带的解卷积分析35,36。
如图 9(b)所示,通过LPCVD制备的多晶硅没有显示与硅氢键相关的吸收带。这个结果与图1和2非常吻合。5和9(a)。这项研究的结果全面确定了TOPCon制造过程中的起泡现象是由于硅氢键的断裂引起的。因此,沉积不含氢的硅薄膜应该是防止在TOPCon形成期间形成气泡的关键。如前所述,可以通过控制PECVD参数(例如相对气体流量比)来实现低氢含量,从而抑制气泡26。对于PECVD样品,随着基板温度的升高,摆动模式带和拉伸模式带的强度逐渐降低。此外,对于在较高衬底温度下沉积的样品,在2100 cm -1处的拉伸模式带的二氢化物信号更为显着,而整个拉伸模式带的积分面积随衬底温度的升高而减小。a-Si:H的拉伸模式吸收峰可以通过解卷积分析为大约2000 cm -1的低拉伸模式(LSM)和大约2090-2100 cm -1的高拉伸模式(HSM)。图 10和表 1给出了拉伸模式带的去卷积结果。
在200、300、370和450°C时,在沉积状态下通过PECVD制备的a-Si:H的FTIR吸收光谱中拉伸模式的解卷积结果。
表1图10所示的去卷积结果汇总 。
将LSM与HSM的积分面积之比定义为微结构参数R,其可以用作纳米空隙浓度即材料孔隙率的指标。微观结构参数R定义为
图 11显示了PECVDα-Si:H中氢的代表性分析结果。该图绘制了LT渗出峰的位置,微结构参数R,总氢渗出和CH H与底物温度的关系。随着样品沉积过程中较高的基板温度增加,LT渗出峰移至较低的温度,这归因于孔隙率的增加。孔隙率的这种增加通过微观结构参数R的增加得到交叉验证。
(a)低温氢渗出峰位置,(b)微观结构参数R,(c)总氢渗出,(d)通过PECVD制备的a-Si:H的氢含量随衬底温度的变化而变化。
有趣的是,随着基板温度的升高,总的氢渗出量增加,而C H(相当于硅氢键的数量)减少。氢扩散检测样品中的总氢,无论是键合还是作为分子氢捕获,FTIR 仅检测键合氢。简而言之,衬底温度从200°C升高到450°C不仅导致氢含量下降(这不足为奇),而且还导致空穴中分子氢的含量增加,应特别注意。
如上所述,在低于400℃的沉积温度下,生长膜的表面被氢22覆盖。氢的表面覆盖引起撞击的前体物质的表面扩散,从而导致高质量,致密且致密的材料21的沉积。在较高的温度下,生长的表面将失去氢覆盖25。因此,撞击的前体物质在与表面撞击后会立即将其自身插入基质中,由于迁移率低而导致较高的粘附可能性。所得的薄膜通常质量较差并且具有孔隙25。因此,即使在基板温度低于400°C的情况下,高于为生长而优化的温度也会在低氢浓度下诱发无序薄膜。换句话说,在PECVD沉积中,尽管期望更高的温度通过氢从生长膜表面的脱附来抑制起泡,但膜的体积不足(例如纳米空隙)最终可能会在温度高于200℃时产生相反的作用。最佳,导致更严重的起泡。
在这项工作中,我们研究了TOPCon制造过程中气泡形成的形成机理和抑制方法。在没有穿隧氧化物层的情况下沉积的PECVD a-Si:H没有起泡现象,表明起泡的主要原因是穿隧氧化物层,可以通过除去穿隧氧化物来避免起泡。然而,隧穿氧化物层对于制造钝化接触是必需的,并且其去除对于起泡不是可行的解决方案。对退火条件的研究表明,无论退火温度和持续时间如何,起泡面积始终约为光学图像表面的20%。结果使我们得出结论,起泡取决于热退火过程中的氢渗出,
在粗糙表面上制造的TOPCon在热退火后显示出减少的气泡形成,因为表面粗糙度增强了附着力。我们测试了具有不同表面结构的三种类型的晶圆基板。在KOH蚀刻的太阳能晶片上制造TOPCon结构,其表面图案高1-2μm,大〜50μm,从而大大减少了水疱的形成。此外,在金字塔尺寸为5μm的金字塔质感晶圆上制造TOPCon结构不会导致可见的起泡,而在CMP处理的半导体晶圆上,在热退火之后显示出最明显的起泡。
另一种解决方案是减少硅薄膜沉积中的氢含量。形成TOPCon后,在580°C的LPCVD多晶硅中没有起泡。因此,如果在诸如580℃的高温下沉积硅薄膜,则可以避免起泡。实际上,在580°C下沉积的TOPCon的钝化质量优于在200°C下沉积的TOPCon的钝化质量。
值得注意的是,在300、370和450°C下制作的PECVD样品显示出较低的氢含量,但在沉积状态下它们已经起泡。分析结果表明,在PECVD沉积中,尽管衬底温度的升高会降低氢含量,但仍存在孔隙率增加和分子氢陷阱增加的风险,从而导致更严重的起泡。
在这项工作中,我们通过非接触式测量研究了TOPCon叠层的钝化性能。但是,我们的工作有一些局限性,其中最重要的是,使用建议的电池组尚未实现完整的太阳能电池。我们的样品确实是双面钝化结构,但应进一步开发一些重要的工艺步骤,例如前发射极的硼掺杂,前表面钝化和背面的金属化,以实现完整的太阳能电池。因此,应进行进一步的工作以使用无泡的TOPCon钝化接触来获得高效的晶体硅太阳能电池。
TOPCon叠层是在n型,厚度650μm,3ohm∙cm,<100>经过化学机械抛光(CMP)处理的半导体级晶片上制造的。还使用n型200微米厚,0.5 ohm∙cm,<100>太阳能级晶片。沉积在半导体级晶圆上的样品用于光学显微镜,椭圆偏振光谱(SE)和隐式开路电压(隐含V oc)的测量。沉积在同一<100>太阳能级晶片上的样品也用于热退火后隐含V oc的测量。对于FTIR测量,使用n型,厚度为650μm,5000 ohm∙cm,<111>浮区晶片作为衬底。对于氢的扩散,使用康宁鹰玻璃作为基材。
使用KOH溶液和80°C的去离子水化学抛光了太阳能级晶片。从两侧的晶片表面到大约10μm的深度进行蚀刻。使用RCA清洁按以下顺序清洁所有基材:10%HF浸入和去离子水+ H 2 O 2 + NH 4 OH(RCA1)在80°C下处理10分钟,然后用去离子水+ H 2 O 2 + HCl (RCA2)在80°C下加热10分钟,HF浸入10%。
在83%KOH:添加剂:去离子水= 0.536 L:0.281 L:35 L的混合溶液中在83°C下进行织构570 s。发现所得金字塔的高度为约3μm。
使用硝酸(HNO 3)溶液化学生长隧道氧化物。通过SE测量和建模发现隧道氧化物层的厚度为1.5nm。已知使用HNO 3生长的氧化物层通常是非化学计量的。关于HNO 3溶液的详细信息可以在其他地方找到37。在薄氧化物层上,沉积氢化非晶硅(a-Si:H)薄膜。在PECVD的情况下,将定制的电容耦合等离子体(CCP)射频(RF,13.56 MHz)辉光放电反应器与氢稀释的硅烷气体混合物一起使用。在这项工作中,我们的标准a-Si:H层在0.5至1.5 Torr的压力下沉积,RF功率密度为30 mW / cm 2,并且在200°C的底物温度下,硅烷与氢的稀释比为30:400。通过SE测量和建模,发现标准a-Si:H层的沉积速率为1.5Å/ s。在LPCVD的情况下,使用定制的单晶片冷壁反应器。
LPCVD膜在沉积状态下以多晶形式部分结晶。在基板温度为580°C的情况下以100 mTorr的厚度沉积多晶硅层。LPCVD的沉积速率为0.2Å/ s。薄膜沉积后,将晶片在氮气气氛下的石英管炉中于600至1000°C的温度下进行1或5分钟的热退火。PECVD和LPCVD的退火条件相同。图 12显示了此工作中使用的示例结构的简单草图。样本结构的更多详细信息可以在我们的小组15的先前报告中找到。
使用由Sinton仪器制造的WCT-120使用准稳态光电导(QSSPC)方法来确定隐含V oc。FTIR测量是使用Shimadzu IRAffinity-1S光谱仪在透射模式下进行的。使用尼康Eclipse LV150N光学显微镜拍摄TOPCon结构的光学图像。使用ImageJ软件(64位版本,Java 1.8.0_112)对光学图像中的水泡进行统计分析,以识别水泡并计算其面积38。氢扩散测量使用定制工具进行。将沉积在康宁玻璃上的样品在真空下装入石英管中(10 -8 Torr),并以5°C / min的恒定升温速率加热薄膜。使用Pfeiffer PrismaPro四极质谱仪检测到冒出的气体。使用热电偶测量样品温度,该热电偶的导线与样品表面接触。
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