Tutaj prezentujemy protokół do opracowania wysokowydajnych heterozłączowych ogniw słonecznych GaP/Si o wysokiej żywotności nośnika mniejszościowego Si.
Subskrypcja JoVE jest wymagana do oglądania tego materiału. Zaloguj się lub rozpocznij bezpłatny okres próbny.
Artykuł metodologiczny
Opracowywanie wysokowydajnych heterozłączowych ogniw słonecznych GaP/Si
W tym artykule
Podsumowanie
Streszczenie
Aby poprawić wydajność ogniw słonecznych opartych na krzemie ponad ich limit Shockleya-Queissera, optymalnym sposobem jest zintegrowanie ich z ogniwami słonecznymi opartymi na III-V. W niniejszej pracy przedstawiamy wysokowydajne heterozłączowe ogniwa słoneczne GaP/Si o wysokiej żywotności nośnika mniejszościowego Si i wysokiej jakości krystalicznej epitaksjalnych warstw GaP. Wykazano, że poprzez zastosowanie warstw dyfuzyjnych fosforu (P) do substratu Si i warstwySiN x, czas życia nośnika mniejszości Si może być dobrze utrzymany podczas wzrostu GaP w epitaksji wiązki molekularnej (MBE). Kontrolując warunki wzrostu, na powierzchni krzemu bogatego w P wyhodowano wysoką jakość kryształów GaP. Jakość filmu charakteryzuje się mikroskopią sił atomowych i dyfrakcją promieniowania rentgenowskiego o wysokiej rozdzielczości. Ponadto MoOx został zaimplementowany jako styk selektywny przez otwór, co doprowadziło do znacznego wzrostu gęstości prądu zwarciowego. Osiągnięta wysoka wydajność heterozłączowych ogniw słonecznych GaP/Si wyznacza drogę do dalszego zwiększania wydajności urządzeń fotowoltaicznych opartych na krzemie.
Wprowadzenie
Trwają prace nad integracją różnych materiałów z niedopasowaniami sieci w celu zwiększenia ogólnej wydajności ogniw słonecznych1,2. Integracja III-V/Si ma potencjał, aby jeszcze bardziej zwiększyć obecną wydajność ogniw słonecznych Si i zastąpić drogie podłoża III-V (takie jak GaAs i Ge) podłożem Si do zastosowań w wielozłączowych ogniwach słonecznych. Spośród wszystkich układów podwójnych III-V, fosforek galu (GaP) jest dobrym kandydatem do tego celu, ponieważ ma najmniejsze niedopasowanie sieci (~0,4%) z Si i wysoką pośrednią przerwę energetyczną. Cechy te mogą umożliwić wysokiej jakości integrację GaP z substratem Si. Teoretycznie wykazano, że heterozłączowe ogniwa słoneczne GaP / Si mogą zwiększyć wydajność konwencjonalnych ogniw słonecznych Si z pasywacją z tylnym emiterem 3,4 poprzez skorzystanie z unikalnego przesunięcia pasma między GaP i Si (∆Ev ~1,05 eV i ∆Ec ~0,09 eV). To sprawia, że GaP jest obiecującym kontaktem selektywnym elektronów dla krzemowych ogniw słonecznych. Jednakże, aby osiągnąć wysokowydajne heterozłączowe ogniwa słoneczne GaP/Si, wymagana jest wysoka żywotność masowa Si i wysoka jakość interfejsu GaP/Si.
Podczas wzrostu materiałów III-V na podłożu Si za pomocą epitaksji wiązki molekularnej (MBE) i epitaksji metaloorganicznej fazy gazowej (MOVPE), powszechnie obserwowano znaczną degradację czasu życia Si5,6,7,8,9. Okazało się, że degradacja w czasie życia zachodzi głównie podczas obróbki termicznej płytek Si w reaktorach, która jest wymagana do desorpcji powierzchni tlenków i/lub rekonstrukcji powierzchni przed wzrostem epitaksjalnym10. Degradacja ta została przypisana zewnętrznej dyfuzji zanieczyszczeń pochodzących z reaktorów wzrostu5,7. Zaproponowano kilka podejść mających na celu zahamowanie degradacji tego okresu życia krzemu. W naszej poprzedniej pracy pokazaliśmy dwie metody, w których degradacja czasu życia krzemu może być znacznie stłumiona. Pierwsza metoda została zademonstrowana poprzez wprowadzenie SiNx jako bariery dyfuzyjnej7, a druga poprzez wprowadzenie warstwy P-dyfuzji jako czynnika pobierającego11 do podłoża Si.
W tej pracy zademonstrowaliśmy wysokowydajne ogniwa słoneczne GaP/Si, oparte na wyżej wymienionych podejściach, aby złagodzić degradację masowego okresu eksploatacji krzemu. Techniki stosowane w celu zachowania żywotności krzemu mogą mieć szerokie zastosowanie w wielozłączowych ogniwach słonecznych z aktywnymi dolnymi ogniwami krzemowymi i urządzeniach elektronicznych, takich jak matryce CMOS o wysokiej mobilności. W tym szczegółowym protokole przedstawiono szczegóły produkcji heterozłączowych ogniw słonecznych GaP / Si, w tym czyszczenie płytek Si, dyfuzję P w piecu, wzrost GaP i przetwarzanie ogniw słonecznych GaP / Si.
Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.
Protokół
UWAGA: Proszę zapoznać się ze wszystkimi odpowiednimi kartami charakterystyki substancji niebezpiecznej (MSDS) przed przystąpieniem do pracy z chemikaliami. Podczas produkcji ogniw słonecznych należy stosować wszystkie odpowiednie praktyki bezpieczeństwa, w tym wyciąg i środki ochrony osobistej (okulary ochronne, rękawice, fartuch laboratoryjny, długie spodnie, buty z zakrytymi palcami).
1. Czyszczenie wafli Si
- Czyste wafle krzemowe w roztworze piranii (H2O2/H2SO4) w temperaturze 110 °C.
- Aby wytworzyć roztwór Piranii, napełnij kąpiel kwasową (zbiornik z polietylenu o dużej gęstości i dalej) 15,14 l H2SO4 (96%), a następnie 1,8 l H2O2 (30%).
- Poczekaj, aż temperatura roztworu ustabilizuje się na poziomie 110 °C.
- Umieść wafle krzemowe o średnicy 4 cali, ze strefą pływakową (FZ), typu n i dwustronnie polerowane wafle krzemowe w czystej 4-calowej kasecie waflowej (polipropylenowej i dalej) i umieść łódź w wannie Piranha na 10 minut.
- Płukać przez 10 minut wodą dejonizowaną (DI).
- Wyczyść płytki krzemowe roztworem czyszczącym RCA w temperaturze 74 °C.
- Przygotować rozcieńczony roztwór HCl:H2O2. Napełnij łaźnię kwasową 13,2 l DIH2O i 2,2 l HCl. Uzupełnij roztwór 2,2 lH2O2 i włącz grzejnik.
- Przed użyciem poczekaj, aż temperatura roztworu ustabilizuje się na poziomie 74 °C.
- Umieść wafle Si w czystej 4-calowej kasecie waflowej i umieść wafle w roztworze RCA na 10 minut.
- Płukać wodą DI przez 10 min.
- Czyste wafle krzemowe w roztworze buforowanego wytrawiania tlenkiem (BOE).
- Wlać 15,14 l roztworu BOE do łaźni kwasowej.
- Umieść kasetę waflową 4" w wannie na 3 minuty.
- Płukać przez 10 minut wodą DI.
- Wysuszyć wafel przez suchy N2.
2. Dyfuzja P w piecu dyfuzyjnym
- Umieść oczyszczoną wafel w dyfuzyjnej łódce kwarcowej.
- Załaduj go do rurki kwarcowej o temperaturze podstawowej 800 °C. Zwiększ temperaturę pieca do 820 °C w środowisku N2. W temperaturze 820 °C rozpocząć przepływ gazu nośnegoN2, który przepływa przez tlenochlorek fosforu (POCl3) o stężeniu 1000 sccm. Po upływie 15 minut należy wyłączyć dopływ gazu nośnegoN2 i obniżyć temperaturę do 800 °C przed wyjęciem próbek.
- Umieść próbki w roztworze BOE na 10 minut w celu usunięcia szkła krzemianowo-fosforowego (PSG), a następnie wykonaj 10-minutowe płukanie w wodzie DI.
3. Powłoka SiNx firmy PECVD
- Umieść wafel w czystej łodzi i zanurz go w kąpieli BOE na 1 minutę, aby usunąć natywny tlenek z powierzchni.
- Płukać przez 10 minut wodą DI.
- Osuszyć wafel za pomocą pistoletu do suszenia N2.
- Umieść wafel Si na czystym nośniku Si (156 mm monokrystaliczny Si).
- Załadować próbkę do komory do chemicznego osadzania z fazy gazowej (PECVD) ze wzmocnieniem plazmowym.
- Osadzać w komorze SiNx o grubości 150 nm (38,5 s) w temperaturze 350 °C. Zdeponuj SiNx przy mocy 300 W RF przy ciśnieniu podstawowym 3,5 Torr i 60 sccm SiH4 jako źródło krzemu i 60 sccmNH 3 jako źródło N (jako rozcieńczalnik użyto 2000 sccm N2).
- Potwierdź szybkość wzrostu SiNx (3,9 nm / s) poprzez osadzenie folii SiNx o różnych czasach osadzania na polerowanych płytkach i zmierz grubości za pomocą elektroskopii spektroskopowej o zmiennym kącie (VASE).
4. Wzrost GaP według MBE
- Po osadzeniu SiNx załaduj wafel do komory MBE.
- Odgazowanie w komorze wstępnej (180 °C przez 3 godziny), następnie odgazowanie w komorze buforowej (240 °C przez 2 godziny). Załaduj do komory wzrostowej i piecz w temperaturze 850 °C przez 10 minut.
- Zmniejsz temperaturę do 580 °C. Zwiększ temperaturę komory efuzyjnej Ga, aby wytworzyć ~2,71×10-7 ciśnienia równoważnego wiązce Torr (BEP) i temperaturę komory efuzyjnej Si do 1250 °C.
- Dostosuj pozycjoner krakera z zaworem p, aby uzyskać ~1,16×10-6 Torr BEP. Otwórz przesłony Ga, P i Si i wyhoduj GaP o grubości 25 nm metodą przerwanego wzrostu (10 cykli po 5 s otwarcia i 5 s zamknięcia), a następnie 121 s wzrostu otwartego (tj. jednocześnie otwarte żaluzje Ga i P).
- Zmniejszyć temperaturę podłoża do 200 °C i wyładować próbkę z komory próżniowej.
5. Usuń warstwy n + i SiNx przez trawienie na mokro
- Przykryj powierzchnię GaP taśmą ochronną, aby chronić ją przed uszkodzeniem HF.
- Przygotuj ~300 ml 49% roztworu HF w plastikowej zlewce.
- Umieścić próbkę w roztworze HF na 5 minut, aby całkowicie usunąć warstwę SiNx.
- Usuń taśmę ochronną, spłucz wodą DI i wysusz za pomocą N2.
- Zakryj powierzchnię GaP nową taśmą ochronną.
- Przygotować roztwór HNA w plastikowej zlewce (mieszanina kwasu fluorowodorowego (HF) (50 ml), kwasu azotowego (HNO3) (365 ml) i kwasu octowego (CH3COOH) (85 ml)) w temperaturze pokojowej.
UWAGA: Ostrożnie umieścić płytkę w roztworze, aby uniknąć wnikania HNA w powierzchnię GaP. - Umieścić próbkę w roztworze HNA na 3 minuty.
- Usuń taśmę ochronną i spłucz wodą DI. Suszyć przez N2.
6. Formacja kontaktu selektywnego przez otwór po stronie gołej warstwy Si
- Rozetnij wafel diamentowym pisakiem na cztery ćwiartki.
- Dokładnie wyczyść próbki w zbiorniku na wodę DI.
- Wyczyść próbki w kąpieli BOE przez 30 sekund, aby usunąć natywny tlenek z powierzchni.
- Opłucz wafle w wodzie DI, a następnie wysusz przez N2.
- Umieścić a-Si: H o grubości 50 nm metodą PECVD na jednej z próbek, aby sprawdzić czas życia Si.
- Umieść warstwę a-Si: H na mocy RF 60 W pod ciśnieniem 3,2 Torr i 40 sccm SiH4 jako źródło krzemu (jako rozcieńczalnik użyto 200 sccmH2).
- Potwierdź szybkość wzrostu a-Si: H (1,6 nm/s), osadzając folie a-Si o różnych czasach osadzania na polerowanych płytkach i mierząc grubość za pomocą WAZONU.
- Osadzać (i)a-Si (9 nm) i (p+)a-Si (16 nm) na wytrawionej (przedniej) stronie oddzielnej próbki Si metodą PECVD.
- Osadź warstwę a-Si typu p na mocy 37 W RF o ciśnieniu 3,2 Torr i 40 sccm SiH4 jako źródło krzemu i 18 sccm B[CH3]3 jako domieszkę boru (jako rozcieńczalnik użyto 197 sccmH2).
- Potwierdź szybkość wzrostu a-Si typu p (2,0 nm/s), osadzając folie a-Si o różnych czasach wzrostu na polerowanych płytkach i mierząc grubości za pomocą WAZONU.
- Osadzać warstwę MoOx o grubości 9 nm w temperaturze pokojowej przez termiczne odparowanie ze źródła MoO3 (99,99%) o szybkości osadzania 0,5 A/s.
7. Tworzenie kontaktów zewnętrznych
- Osadzanie warstw tlenku indowo-cynowego (ITO) o grubości 75 nm (In2O3/SnO2 = 95/5 (procent wagowy), 99,99%) po stronie GaP próbek przez rozpylanie RF (moc RF 1 kW i ciśnienie 5 Torr) przy natężeniu przepływu tlenu 2,2 sccm.
- Rozładuj próbki i odwróć je na drugą stronę. Następnie użyj maski cienia mesa na próbkach do osadzania mesy ITO.
- Depozyt ITO o grubości 75 nm przez rozpylanie RF. Nałóż srebro o grubości 200 nm (moc RF 1 kW i nacisk 8 Torr) na palce zakrywające maskę cienia na palcu. Osadzać srebro o grubości 200 nm po stronie GaP próbek jako styk wsteczny.
- Wyżarzać próbki w piecu pod ciśnieniem atmosferycznym w temperaturze 220 °C.
Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.
Wyniki
Obrazy z mikroskopii sił atomowych (AFM) oraz wysokorozdzielcze skany dyfrakcji rentgenowskiej (XRD), w tym krzywa kołysania w pobliżu refleksu (004) i mapa przestrzeni odwrotnej (RSM) w pobliżu refleksu (224), zostały zebrane dla struktury GaP/Si (Rysunek 1). AFM posłużył do charakterystyki morfologii powierzchni GaP grown przez MBE, a XRD został wykorzystany do zbadania jakości krystalicznej warstwy GaP. Zmierzono efektywny czas życia nośników mniejszościow...
Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.
Dyskusja
Warstwa GaP o nominalnej grubości 25 nm została wyhodowana epitaksjalnie na powierzchni krzemu bogatego w P za pomocą MBE. Aby uzyskać lepszą jakość warstwy GaP na podłożach Si, preferowany jest stosunkowo niski stosunek V/III (P/Ga). Dobra jakość krystaliczna warstwy GaP jest niezbędna do uzyskania wysokiej przewodności i niskiej gęstości centrów rekombinacji. Średnia kwadratowa AFM (RMS) powierzchni GaP wynosi ~0,52 nm, co wskazuje na gładką powierzchnię bez wgłębień, co wskazuje na wysoką jakość kryształów przy niskie...
Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.
Oświadczenia
Autorzy nie mają nic do ujawnienia.
Podziękowania
Autorzy chcieliby podziękować L. Dingowi i M. Boccardowi za ich wkład w przetwarzanie i testowanie ogniw słonecznych w tym badaniu. Autorzy potwierdzają finansowanie z Departamentu Energii Stanów Zjednoczonych w ramach umowy DE-EE0006335 oraz Programu Centrum Badań Inżynieryjnych Narodowej Fundacji Nauki i Biura Efektywności Energetycznej i Energii Odnawialnej Departamentu Energii w ramach umowy o współpracy NSF nr. EEC-1041895. Som Dahal w Solar Power Lab był częściowo wspierany przez kontrakt NSF ECCS-1542160.
Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.
Materiały
| Nazwa | Firma | Numer katalogowy | Komentarze |
|---|---|---|---|
| Nadtlenek wodoru, 30% | Honeywell | 10181019 | |
| kwas siarkowy, 96% | KMG electronic chemicals, Inc. | 64103 | |
| Kwas solny, 37% | KMG chemikalia elektroniczne, Inc. | 64009 | |
| Buforowany tlenek trawiący 10:1 | KMG electronic chemicals, Inc. | 62060 | |
| Kwas fluorowodorowy, 49% | Honeywell | 10181736 | |
| Kwas octowy | Honeywell | 10180830 | |
| Kwas azotkowy, 69,5% | KMG chemia elektroniczna, Inc. |
Bibliografia
- Friedman, D. J. Progress and challenges for next-generation high-efficiency multijunction solar cells. Current Opinion in Solid State & Materials Science. 14, 131-138 (2010).
- Vadiee, E., et al. AlGaSb-Based Solar Cells Grown on GaAs: Structural investigation and device performance. IEEE Journal of Photovoltaics. , (2017).
- Wagner, H., et al. A numerical simulation study of gallium-phosphide/silicon heterojunction passivated emitter and rear solar cells. Journal of Applied Physics. 115, 044508(2014).
- Limpert, S., et al. Results from coupled optical and electrical sentaurus TCAD models of a gallium phosphide on silicon electron carrier selective contact solar cell. 2014 IEEE 40th Photovoltaic Specialist Conference (PVSC). , 836-840 (2014).
- Ding, L., et al. On the source of silicon minority-carrier lifetime degradation during molecular beam heteroepitaxial growth of III-V materials. 2016 IEEE 43rd Photovoltaic Specialists Conference (PVSC). , IEEE. 2048-2051 (2016).
- Ding, L., et al. Silicon minority-carrier lifetime degradation during molecular beam heteroepitaxial III-V material growth. Energy Procedia. 92, 617-623 (2016).
- Zhang, C., Kim, Y., Faleev, N. N., Honsberg, C. B. Improvement of GaP crystal quality and silicon bulk lifetime in GaP/Si heteroepitaxy. Journal of Crystal Growth. 475, 83-87 (2017).
- García-Tabarés, E., et al. Evolution of silicon bulk lifetime during III-V-on-Si multijunction solar cell epitaxial growth. Progress in Photovoltaics: Research and Applications. 24, 634-644 (2016).
- Varache, R., et al. Evolution of bulk c-Si properties during the processing of GaP/c-Si heterojunction cell. Energy Procedia. 77, 493-499 (2015).
- Ishizaka, A., Shiraki, Y. Low temperature surface cleaning of silicon and its application to silicon MBE. Journal of The Electrochemical Society. 133, 666(1986).
- Zhang, C., Vadiee, E., King, R. R., Honsberg, C. B. Carrier-selective contact GaP/Si solar cells grown by molecular beam epitaxy. Journal of Materials Research. 33, 414-423 (2018).
- Battaglia, C., et al. Hole Selective MoOx Contact for Silicon Solar Cells. Nano Letters. 14, 967-971 (2014).
Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.
Przedruki i uprawnienia
