Login processing...

Trial ends in Request Full Access Tell Your Colleague About Jove
Click here for the English version

Engineering

Atom Probe tomografi Studier på Cu (I, Ga) SE doi: 10.3791/50376 Published: April 22, 2013

Summary

I dette arbeidet, beskriver vi bruken av atom-sonde tomografi teknikk for å studere korngrensene fra absorberen lag i en CIGS solcelle. En ny tilnærming for å forberede atomet probespisser inneholder ønsket korn grensen med en kjent struktur blir også presentert her.

Abstract

Sammenlignet med de eksisterende teknikker, er atom sonde tomografi en unik teknikk i stand til kjemisk karakterisere de interne grensesnitt på nanoskala og i tre dimensjoner. Faktisk besitter APT høy følsomhet (i størrelsesorden ppm) og høy romlig oppløsning (sub nm).

Store anstrengelser ble gjort her for å forberede en APT tips som inneholder den ønskede korn grensen med en kjent struktur. Faktisk, stedsspesifikk prøveopparbeidelse med kombinert fokusert-ion-stråle, elektron backscatter diffraksjon, og transmisjonselektronmikroskopi er presentert i dette arbeidet. Denne metoden gjør utvalgte korn grenser med en kjent struktur og plassering i Cu (I, Ga) Se 2 tynn-film å bli studert av atom probe tomografi.

Avslutningsvis diskuterer vi fordeler og ulemper ved å bruke atom probe tomografi teknikk for å studere korngrensene i Cu (I, Ga) SE 2 tynnfilm-solceller.

Introduction

Thin-film solceller basert på kobberkis-strukturert sammensatt halvleder Cu (I, Ga) Se 2 (CIGS) som absorber materialet har vært under utvikling i mer enn to tiår på grunn av sin høye effektivitet, stråling hardhet, langsiktig stabil ytelse og lave produksjonskostnader 1-3. Disse solcellene kan være fabrikkert med bare litt materialforbruk på grunn av de gunstige optiske egenskapene til CIGS absorber lag, nemlig en direkte bandgap og høy absorpsjon koeffisient 1,2. Absorberavløp filmer av bare noen få mikrometer i tykkelse er tilstrekkelig til å generere en høy photocurrent. Siden diffusjon stier fotogenererte ladningsbærere til elektrodene er relativt kort, kan CIGS dempere bli produsert i polycrystalline skjemaet. Maksimal effektivitet av en Cu (I, Ga) Se 2 (CIGS) solcelle oppnådd så langt er 20,4% 4, som er den høyeste verdien blant alle tynn-film solceller.

ove_content "> For ytterligere å etablere den CIGS tynnfilm-solceller teknologi, både reduksjon av produksjonskostnader og forbedring av solcelle effektivitet er avgjørende. Sistnevnte er sterkt avhengig av mikrostrukturen og kjemiske sammensetningen av CIGS absorber lag. interne grensesnitt, særlig korn grenser (GBS) innenfor absorber, spille en sentral rolle, som de kan påvirke transporten av fotogenererte ladningsbærere.

En av de viktigste uløste problemer med hensyn til CIGS solceller er godartet natur CIGS GBS, dvs. polykrystallinske CIGS absorber filmer gi fremragende celle effektivitet til tross for en høy tetthet av GBS og gitter defekter.

Flere forfattere studert GBS i superrent CIGS filmer med hensyn til deres elektriske egenskaper 5,6, karakter og misorientation 7-9 samt urenhet segregering 10-13. Men ingen klar sammenheng mellom disse properties kunne bli etablert så langt. Spesielt er det en betydelig mangel på informasjon vedrørende den lokale kjemiske sammensetning og innhold av urenhet GBS.

I de siste to tiårene, har Atom Probe tomografi (APT) dukket opp som en av de lovende nano-analytiske teknikker 14-17. Inntil nylig APT studier av solceller har vært i stor grad begrenset av vanskeligheter i prøveopparbeidelse prosessen og den begrensede evne til å analysere halvledermaterialer med konvensjonelle pulserende spenning atom sonder. Disse restriksjonene har vært stor grad overvinnes ved utviklingen av "lift-out-metoden" basert på fokusert ion stråle (FIB) fresing 18 og innføring av pulset laser APT 16. Flere artikler om APT karakterisering av CIGS solceller har vært publisert 19-23, som er sterkt oppmuntrende for videre undersøkelser.

Denne artikkelen gir en retningslinje for hvordan å studere intern interfaces i CIGS tynn-film solceller ved atom probe tomografi teknikk.

Protocol

1. CIGS Layer Nedfall

  1. Frese-deposit 500 nm av molybden (tilbake kontakt layer) på en 3 mm tykk soda lime glass substrat (SLG).
  2. Co-fordampe 2 mikrometer av CIGS i en inline flertrinns CIGS prosess 24. De oppnådde CIGS lag avsatt på Mo tilbake kontakt vises i figur 1.
  3. Mål integrert sammensetningen av CIGS lag av X-ray fluorescens spektrometri (XRF). Den oppnådde CIGS sammensetning er vist i tabell 1..

2. Stedsspesifikke Samples Fabrication for APT analyse

  1. Skjær en TEM Mo rutenett i to halvdeler for å oppnå en rad med flere pinner, som er den støtte for de senere prøver. Monter TEM halv-risten en holder og smalne endene av pinnene ved elektrolytisk i 5 vekt. % NaOH ned til en spiss diameter på <2 pm. Prosessen kan være rimelig styres ved hjelp av en stereoscope. Monter deretter elektropolert rutenettet til en annen holder that er optimalisert for sekvensiell FIB, TEM, EBSD, og ​​APT karakterisering.
  2. Mill to grøfter inn i CIGS tynn-film ved hjelp av FIB å få et hakk (figur 2a). Lag en første gratis-kutt på venstre side av blings.
  3. Fest micromanipulator til del ved å deponere et Pt sveis ved ion-beam indusert kjemisk damp deponering. Deretter ta den endelige free-kutt på motsatt side og lift-out den frittstående del (Figur 2b).
  4. Kutt nå de skarpe pins av TEM Mo halv rutenettet til en kile (2-3 mikrometer i diameter) som har en god felles for utdraget blings. Monter del på pinnene bruker Pt nedfall (figur 2c). Gjør en fri-snitt for å oppnå endelig bare en liten del av den mengde (rundt 2 mikrometer) på toppen av mo-pin. Etterpå montere risten holderen opp-ned, og fylle mellomrommet mellom Mo pinnen og montert stykke med Pt. Følger samme prosedyre med den resterende del. For flere detaljer om lift-outprosedyren, kan leseren se følgende referanser 18,25.
  5. Plasser risten oppreist og rens tverrsnitt av den del (velge området med tynnere Pt sveis) ved hjelp av en akselererende spenning og lav strålestrøm (5 kV og <50 Pa) i FIB. Således får man en glatt overflate og mindre forurensning som skyldes Ga + implantering, noe som er nødvendig for EBSD målinger.
  6. Fra det EBSD målingen utført på tverrsnittet velge en GB interesse. Orienteringen av NO er å foretrekke å være vinkelrett i forhold til den retning i analysen atomet probe (z-aksen) for å redusere den lokale effekt forstørrelse 26, som er beskrevet mer i detalj i diskusjonen del. En passende område med en GB er uthevet i figur 2d.
  7. Utfør en ringformet oppmaling i området av GB valgt i trinn 2.6) for å danne en skarp spiss. Den krumningsradius bør være tilstrekkelig små (<100 nm) for videre TEM undersøke reiioner. For å nå dette målet, redusere den indre diameter av det ringformede mønster fresing trinnvis (fig. 2e) og samtidig visualisere tuppen forme ved sekundær elektron (SE). Dermed kan man korrigere bjelke skift eller juster fresing mønster for å fjerne ujevnheter på spissen som rippel eller redeposition av materialet stammer fra forskjellige frese avlinger, skyggeeffekter etc.
  8. Lokalisere den nøyaktige plassering GBS med hensyn til toppunktet av spissen ved hjelp av TEM-verktøyet (se figur 2f), vet at sammenlignet med andre materialer (som superlegeringer) CIGS GBS er ikke synlige i SEM.
  9. Å vite nøyaktig hvor GB ligger innenfor APT spissen, overføre prøven tilbake til FIB og fortsette å mill prøven å plassere GB på maks 200 nm under apex av spissen. På dette stadiet er fresing gjort ved svært lave kV (5 kV) og svakstrøm (<50 Pa). Faktisk er målet ikke bare å lokalisere GB nærmere to apex av tuppen, men også for å minimalisere Ga + skade av APT spissen under denne prosedyren. Samtidig til den lav-kV fresing, bilde av formen av den APT spissen i SEM og kontrollere mengden av det materiale, som skal fjernes fra spissen på spissen (figur 2G).
  10. Overfør igjen prøven til TEM og kontrollere posisjonen av den N med hensyn til toppunktet av spissen. Kartlegg bilde av prøven (figur 2H) å tilveiebringe nøyaktig kunnskap om GB stilling, utviklingen av prøven diameter og den halve skaft-vinkel. Dette er nødvendig for å oppnå en optimal rekonstruksjon av apt data. Videre bruker lave forstørrelser og redusert eksponering ganger for å minimere elektron-stråle induserte skader og C forurensning som kan føre til en høyere strykprosent i APT målinger.

3. APT Analyse i en CAMECA LEAP 3000X HR System

  1. Monter prøven i APT holdeh. Deretter montere prøven pucken i en av de fire karuseller tilgjengelig.
  2. Sett karusellen inneholder prøven pucken inne i lasten lås og begynne å pumpe lasten lås. Når vakuum inne i lasten låsen er ~ 10 -7 Torr, setter karusellen inni bufferen kammeret.
  3. Etter å ha ventet ca. 1 time for å gjenopprette det vakuum i bufferkammeret (~ -9 7x10 torr), overføre prøven fra bufferkammeret til hoved analysekammeret. Dette gjøres med en horisontal overføring stang, som er en manuelt drevet enhet.
  4. Før målingen inne i APT, avkjøles temperaturen til 60 K. Denne lave temperatur vil unngå diffusjon av atomer på overflaten av prøven under analysen. Vi noterer her at 60 K er innstilt temperatur og ikke den virkelige temperatur som måles på APT spissen, som bør være høyere på grunn av varmen fra laseren av prøven. Som foreslått av Kellog et al. 27. denne temperature kan estimeres ved å ta hensyn til den relative lade-state-ratio. Dessverre har det i dette arbeidet den virkelige temperatur av spissene ikke kan beregnes hovedsakelig fordi feltet fordampning av CIGS materiale er ukjent.
  5. APT eksperimenter blir utført i laser-modus med en grønn laser med en bølgelengde på ca 532 nm og 12 psec puls lengde.

4. Rekonstruksjon av APT data

  1. Åpne RHIT fil (rådata direkte oppnås etter APT målinger) med CAMECA Integrated visualisering og analyse programvare (Ivas 3.6.2) 28 vanligvis brukt til å rekonstruere 3D-kart.
  2. Utfør rekonstruksjon av 3D-kart ved hjelp av følgende åtte trinn 28:
    1. Trinn 1 - oppsett som er en read-only ruten gi alle detaljer om naturen og innholdet i den valgte studiet.
    2. Trinn 2 - Velg ion sekvens rekkevidde. Dette trinnet definerer ion-sekvens utvalg i forhold til prøven-Spenning som skal foretas under rekonstruere data.
    3. Trinn 3 - velg detektor ROI. Dette trinnet gir mulighet til å fjerne ioner som befinner seg utenfor detektoren ROI (sort ellipse på detektoren arrangementet histogram).
    4. Trinn 4 - TOF korreksjoner. Dette trinnet beregner spenningen er, desto time-of-flight (TOF), og planhet av detektoren ('skål korreksjon') korreksjoner for analysen.
    5. Trinn 5 - Mass kalibrering. Den målte topp posisjon i den analyserte massespektrum er kalibrert med kjente isotop / mengde tilstander.
    6. Trinn 6 - Opprett variert ion oppdrag. I dette trinnet blir topper i massespekteret er tilordnet element isotop serier.
    7. Trinn 7 - Gjenoppbygging. Dette trinnet gjelder en av tre gjenoppbygging metoder til dataene ervervet: spenning metoden, shank-vinkel metode eller tip-profil metoden. Den siste er brukt i denne studien å rekonstruere vår 3D-kartet. Denne metoden krever en SEM eller TEM-bilde av TIp, som vist i figur 2g 2h og fig. Spissen radius ved ethvert punkt i rekonstruksjonen er definert ved en lineær interpolasjon mellom en serie av punkter som er definert i SEM bildet.
    8. Trinn 8 - Bekreftelse. I dette trinnet, er forhåndsvisningen opprettet i gjenoppbyggingen kategorien konverteres til en lagret analyse.

Representative Results

Fig. 3 viser et sideriss (xz skive l) Elementanalyse for kart av den tilfeldige store vinkler NO (HAGB) 28.5 ° - <511> CUB valgt i figur 2 ved setespesifikk fremstillingsmetode. Co-segregering av Na, K og O på en CIGS HAGB avbildes direkte ved hjelp av APT. Disse urenheter mest sannsynlig diffundert ut av SLG substratet inn i absorbatoren sjikt under avsetning av CIGS lag ved ~ 600 ° C.

Figur 4a viser Cu, In, Ga, og Se konsentrasjonen profiler på tvers av GB vist i figur 3.. The Cu, I, Ga, og Se konsentrasjoner på GB er forskjellige fra de i korn interiør (GIS). Det kan tydelig sees at Cu og Ga blir utarmet på dette GB, mens I er beriket. Dette er i samsvar med hva ble postulert av Persson et al. 29. på grunnlag av ab initio-tetthetsfunksjonalteori (DFT) beregninger, nemlig at Cu ledighet rader etre fortrinnsvis dannet på CIGS GBS. The In berikelse og Cu ​​uttømming kan forklares med den lave dannelsen energi av ladningsnøytralt defekt par 2V Cu - + I Cu 2 + 30. Det bør bemerkes at DFT beregninger av Persson et al. 29 ble gjort for en symmetrisk GB (Σ 3 (112) TB), mens det APT Dataene i figur 3 ble oppnådd etter en tilfeldig HAGB. Videre ble Cu-beriket og In-utarmet HAGBs også observert for det samme materialet som nevnt i vår tidligere arbeid 21.

Figur 4b viser konsentrasjonen av Na, K og O urenheter ved dette HAGB, som er 1,7 ved 0,035%, ved%, og 0,4% til henholdsvis (se tabell 2). De tilsvarende grenseflate-utskeielser (Γ)-verdier for Na Na), K K), og O O) beregnetfra APT data er også vist i tabell 2.. Disse grenseflatespenningen utskeielser ble beregnet ved hjelp Cahn tilnærming 31.

De gjennomsnittlige komposisjoner av GI 1 og GI 2 (GI: korn interiør, se tabell 2) viser en liten variant av Cu, I, Se, og Ga konsentrasjoner fra ett korn til et annet. Disse konsentrasjonsverdiene er i god overensstemmelse med konsentrasjonen profiler i figur 4a. Videre er den U-konsentrasjon forskjellig fra ett korn til et annet (170 ppm for GI 1 og 0 ppm for GI 2), mens, den Na sammensetningen er tilnærmet konstant (50 ppm for en GI og 60 ppm for GI 2, se tabell 1) . K-konsentrasjon inne i kornene er under det støynivå på denne APT måling (støynivå = 45 ± 5 ppm / amu) og således under deteksjonsgrensen.

Figur 1 telt-width = "4in" fo: src = "/ files/ftp_upload/50376/50376fig1highres.jpg" src = "/ files/ftp_upload/50376/50376fig1.jpg" />
Figur 1. SEM-bilde av en CIGS lag på Mo belagt soda kalk glass substrat.

Figur 2
Figur 2. a) fresing av en del for løft-out, b) feste av en mikromanipulator av Pt deponering, c) montering av en del stykke på en TEM-Mo halv-rutenettet,) d EBSD måling på et renset tverrsnitt, e) ringformet fresing av en pre-slipt spiss,) f TEM bilde av en GB g) endelig lav kV fresing, h) TEM bilde av en GB i APT tips etter lav-kV fresing. Klikk her for å se større figur .

Figur 3 "fo: content-width =" 5in "fo: src =" / files/ftp_upload/50376/50376fig3highres.jpg "src =" / files/ftp_upload/50376/50376fig3.jpg "/>
Figur 3. 3D APT kart Cu (blå), in (rosa), GA (gul), SE (rød), Na (grønn), O og OH (lys blå), og K (khaki). Disse 3D-kart direkte vise Na, K og O segregering ved en HAGB (28 ° - <511> CUB), som ble analysert ved hjelp av TEM EBSD og før den APT analyse.

Figur 4
Figur 4. (A) Cu, Se, Ga, In og (b) Na, K, O konsentrasjon dybdeprofiler gjennom GB vist i figur 3.. Prøvetakingen boks som brukes til å bygge disse profilene er 32 x 32 x 0.3 Nm3. Barer gi de statistiske feil (2σ).få = "_blank"> Klikk her for å se større figur.

Element Cu I Ga Se
Kons. (Ved%) 22.3 18.6 7.2 51.9

Tabell 1. Integral sammensetningen av CIGS lag målt med XRF.

Elements GI 1 (ukers tur til Skottland%) GI 2 (ukers tur til Skottland%) GB (ukers tur til Skottland%) Γ GB (til / m 2)
Cu 21.5 ± 0.12 22.8 ± 0.12 18,2 ± 0,4 -
I 19.6 ± 0.12 19.4 ± 0.12 21,8 ± 0,4 -
Ga 9.0 ± 0.09 9.6 ± 0.09 8 ± 0,3 -
Se 49,7 ± 0,1 48,1 ± 0,15 49 ± 0,5 -
Na 0.005 ± 0.002 0.006 ± 0.002 1.7 ± 0.1 2,9 x 10 18
K - - 0.035 ± 0.01 7,5 x 10 16
O 0.017 ± 0.004 - 0.4 ± 0.07 8,4 x 10 17

Tabell 2. Cu, In, Ga, Se, Na, K og Osammensetning verdier i korn indre (GI) og ved kornet grense (GB) av CIGS oppnådd fra APT masse-til-charge spektra, etter dekonvolusjon av overlappende masse kulminerer. Γ GB representerer grenseflatespenningen utskeielser (Γ) ved GB.

Discussion

I nåværende arbeid, har vi presentert APT resultatene på en tilfeldig HAGB i CIGS, en sammensatt halvleder materiale som brukes for fotovoltaiske søknad. Videre har vi også vist at APT i forbindelse med komplementære teknikker, for eksempel EBSD og TEM, er et kraftig verktøy for å belyse struktur-sammensetning egenskaper forhold for de CIGS solceller. Dessverre var korrelasjonen mellom APT og EDX / EELS i TEM ikke mulig fordi det første, har EDX / EELS ikke tilstrekkelig oppløsning til å detektere lave Na og O konsentrasjoner på korn grensen og for det andre er EDX / EELS ikke er følsomme for alle elementer, spesielt for Na og O.

APT er en enestående teknikk i stand til kjemisk karakterisere grensesnittene på nanoskala og å visualisere dem i tre dimensjoner 14-17. Meget fortynnede konsentrasjoner urenhetsnivåer i titalls ppm kan bli detektert på grunn av den høye signal-til-støy-forholdet i det massespektra. En annen fordelAPT teknikk er at deteksjonsfølsomheten er ikke element-spesifikk hvis passende måleparametere blir valgt.

Man trenger å nevne her at for å måle nøyaktig kompositoriske verdier på CIGS GBS og i korn interiør, er det viktig å velge de optimale forhold for APT analyse (temperatur, laser energi, puls, etc). Hvis ikke, kan gjenstander som foretrukne fordampningen og oppbevaring 32 av elementer forekommer i løpet av pulset felt fordampning av prøven. Disse gjenstandene kan dukke opp når det er en stor forskjell i feltet fordampning av elementene. Således bør feltet fordampningshastigheten, spenningen, og den laserenergi innstilles på en slik måte at alle elementene vil bli fjernet med lik sannsynlighet. Som vist her, ved å velge tilsvarende passende parametere for APT analyse, har vi funnet nær CIGS-sammensetning i forhold til den som erholdes ved XRF (se tabell 1 og 2). Vi merker oss her at than overvurdering av Se konsentrasjonen i CIGS av XRF skyldes Mose to lag tilstede på CIGS / Mo grensesnitt. En annen årsak til den lavere Se konsentrasjonen målt ved APT (under pålydende 50%) kan være den foretrukne fordampning av Se mellom laser pulser som Se er de mest volatile arter i CIGS. Videre er forskjellen i Cu, In, Ga og konsentrasjoner mellom APT og XRF grunn av det faktum at APT måler den CIGS sammensetning lokalt, mens XRF måler en gjennomsnittlig sammensetning av CIGS film. Faktisk er det vel kjent at det Cu / I konsentrasjon varierer fra korn til et annet, og Ga-konsentrasjon er høyere i den øvre del av filmen (hvor vår APT spissen ble fremstilt) som følge av Ga gradienten som ble observert i den flertrinns dyrket film 33. Vi merker oss her at ingen Ga ioner som kommer fra FIB kilde ble observert i massen spekteret (Ga fra FIB finnes bare som isotop 69 AMU), og dette skyldes i hovedsak den lave kV fresing av APT tips.

En største ulempen som er observert når studere grensesnittene mot APT teknikk er at generelt bredden på GBS, er enten forstørret eller redusert i forhold til den strukturelle bredde beregnet ut fra TEM-bilder (lavere enn 1 nm). Dette skyldes den lokale forstørrelse effekt 26. Denne effekten oppstår når GB har en fordampning felt forskjellig fra bulkmaterialet. En GB med høyere fordamping felt (E) fører til et fremspring på spissen overflate (E ~ V / R, V den påtrykte spenningen og R krumningsradien). I dette tilfelle de ioner som stammer fra GB avbøye utover, noe som fører til en tydelig reduksjon i tettheten av ioner. Omvendt, når GB har en lavere fordampning felt på overflaten av spissen i regionen av GB vil bli utflatet som bøyer av for ion bevegelsesbaner innover. I dette tilfelle, vil den lokale tettheten i GB-regionen være høyere. I tillegg overlapper de baner som følge av den lokale virkning forstørrelses vil også forringes den sideveis romlig oppløsning ved grenseflaten, skjønt konsentrasjonen forblir nesten uforandret som vist ved De Geuser et al. 34..

I den aktuelle studien, er bredden på den oppdages tilfeldig HAGB segregering sone (≈ 3 nm) større enn 1 nm, den typiske strukturelle bredde på en GB. Videre er atom-tetthet målt ved APT høyere ved GB enn i CIGS matriks som angir at den lokale forstørrelse effekt hadde oppstått i løpet av fordampningen. Jo høyere densitet ved GB forklares ved det nedre feltet fordampning av denne spesielle CIGS GB sammenlignet med CIGS korn. For enkelt ladde ioner, feltet fordampning verdier er F Cu = 30 V / nm, F I = 12 V / nm, F GA = 15 V / nm, og F K = 60 V / nm 35. SE, Na, og O feltet fordampning verdier er ikke gitt i litteraturen. Vi merker oss her at disse verdiene er gyldige for pure elementer. I sammensatte halvledere, slik som CIGS, kan fordampningen av hvert av disse elementene være forskjellig. Ikke desto mindre, i figur 4a har vi funnet at GB inneholder en lavere konsentrasjon enn Cu tilstede i korn interiør. Faktisk kan denne lavere Cu konsentrasjon minske fordampning feltet ved GB. Videre rapporterte Letellier et al. 36 for nikkel-baserte superlegeringer at den lokale forstørrelse virkning øker fortløpende når den nærmer seg en GB orientering parallelt med spissen aksen (z-aksen). Dette kan forklare hvorfor bredden av GB bare er noe forstørret i forhold til andre 37 studier.

Som konklusjon, Apt studier gir ikke bare en 3D omfordeling kart av elementene, men også den kjemiske sammensetningen av grensesnittene på nanoskala. Som mange verktøy å utføre studier på nanonivå, bør en særlig oppmerksomhet rettes mot analysen kvalitet og tolking. Faktisk,APT besitter noen begrensninger også, og derfor er det viktig å forstå hvordan disse begrensningene påvirke de målte data for å sikre en korrekt tolking.

Acknowledgments

Dette arbeidet er grunnlagt av den tyske Research Foundation (DFG) (Contract CH 943/2-1). Forfatterne ønsker å takke Wolfgang Dittus, og Stefan Paetel fra Zentrum für Sonnenenergie-und Wasserstoff-Forschung Baden-Württemberg for å forberede CIGS absorber laget for dette arbeidet.

References

  1. Stanbery, B. J. Copper indium selenides and related materials for photovoltaic devices. Crit. Rev. Solid State. 27, 73-117 (2002).
  2. Kemell, M., Ritala, M., Leskelä, M. Thin film deposition methods for CuInSe2 solar cells. Crit. Rev. Solid State. 30, 1-31 (2005).
  3. Kazmerski, L. L. Solar photovoltaics R&D at the tipping point: a 2005 technology overview. J. Electron Spectrosc. 150, (2-3), 105-135 (2006).
  4. Empa - MM-CIGS-Weltrekord [Internet]. Empa. Available from: http://www.empa.ch/plugin/template/empa/3/131438/---/l=2 (2013).
  5. Sadewasser, S., Glatzel, T., Schuler, S., Nishiwaki, S., Kaigawa, R., Lux-Steiner, M. C. Kelvin probe force microscopy for the nano scale characterization of chalcopyrite solar cell materials and devices. Thin Solid Films. 431-432, 257-261 (2003).
  6. Jiang, C. S., Noufi, R., AbuShama, J. A., Ramanathan, K., Moutinho, H. R., Pankow, J., Al-Jassim, M. M. Local built-in potential on grain boundary of Cu(In,Ga)Se2 thin-films. Appl. Phys. Lett. 84, 3477-1-3477-3 (2004).
  7. Abou-Ras, D., Koch, C. T., Küstner, V., van Aken, P. A., Jahn, U., Contreras, M. A., Caballero, R., Kaufmann, C. A., Scheer, R., Unold, T., Schock, H. W. Grain-boundary types in chalcopyrite-type thin films and their correlations with film texture and electrical properties. Thin Solid Films. 517, 2545-2549 (2009).
  8. Nichterwitz, M., Abou-Ras, D., Sakurai, K., Bundesmann, J., Unold, T., Scheer, R., Schock, H. W. Influence of grain boundaries on current collection in Cu(In,Ga)Se2 thin-film solar cells. Thin Solid Films. 517, 2554-2557 (2009).
  9. Abou-Ras, D., Schorr, S., Schock, H. W. Grain sizes and grain boundaries in chalcopyrite-type thin films. J. Appl. Cryst. 40, 841-848 (2007).
  10. Niles, D. W., Al-Jassim, M., Ramanathan, K. Direct observation of Na and O impurities at grain surfaces of CuInSe2 thin films. J. Vac. Sci. Technol. A. 17, 291-296 (1998).
  11. Rockett, A., Granath, K., Asher, S., Al Jassim, M. M., Hasoon, F., Matson, R., Basol, B., Kapur, V., Britt, J. S., Gillespie, T., Marshall, C. Na incorporation in Mo and CuInSe2 from production processes. Sol. Energy. 59, 255-264 (1999).
  12. Heske, C., Eich, D., Fink, R., Umbach, E., Kakar, S., van Buuren, T., Bostedt, C., Terminello, L. J., Grush, M. M., Callcott, T. A., Himpsel, F. J., Ederer, D. L., Perera, R. C. C., Riedl, W., Karg, F. Localization of Na impurities at the buried CdS/Cu(In, Ga)Se2 heterojunction. Appl. Phys. Lett. 75, 2082-2084 (1999).
  13. Braunger, D., Hariskos, D., Bilger, G., Rau, U., Schock, H. W. Influence of Na on the growth of polycrystalline Cu(In,Ga)Se2 thin films. Thin Solid Films. 361, 161-166 (2000).
  14. Cerezo, A., Godfrey, T. J., Sijbrandij, S. J., Smith, G. D. W., Warren, P. J. Performance of an energy-compensated three-dimensional atom probe. Rev. Sci. Instrum. 69, 49-58 Forthcoming.
  15. Blavette, D., Bostel, A., Sarrau, J. M., Deconihout, B., Menand, A. An atom-probe for three dimensional tomography. Nature. 363, 432-435 (1993).
  16. Gault, B., Vurpillot, F., Vella, A., Gilbert, M., Menand, A., Blavette, D., Deconihout, B. Design of a femtosecond laser assisted tomographic atom probe. Rev. Sci. Instrum. 77, 043705-1-043705-8 (2006).
  17. Kelly, T. F., Miller, M. K. Atom probe tomography. Rev. Sci. Instrum. 78, 031101-1-031101-20 (2007).
  18. Thompson, K., Lawrence, D., Larson, D. J., Olson, J. D., Kelly, T. F., Gorman, B. In situ site-specific specimen preparation for atom probe tomography. Ultramicroscopy. 107, (2-3), 131-139 (2007).
  19. Cadel, E., Barreau, N., Kessler, J., Pareige, P. Atom probe study of sodium distribution in polycristalline Cu(In,Ga)Se2 thin film. Acta Material. 58, 2634-2637 (2010).
  20. Schlesiger, R., Oberdorfer, C., Würz, R., Greiwe, G., Stender, P., Artmeier, M., Pelka, P., Spaleck, F., Schmitz, G. Design of a laser-assisted tomographic atom probe at Münster University. Rev. Sci. Instr. 81, 043703 (2010).
  21. Cojocaru-Mirédin, O., Choi, P., Abou-Ras, D., Schmidt, S. S., Caballero, R., Raabe, D. Characterization of grain boundaries in Cu(In,Ga)Se2 films using atom-probe tomography. IEEE J. Photovolt. 1, (2), 207-212 (2011).
  22. Cojocaru-Mirédin, O., Choi, P., Wuerz, R., Raabe, D. Atomic-scale characterization of the CdS/CuInSe2 interface in thin-film solar cells. Appl. Phys. Lett. 98, 103504-1-103504-3 (2011).
  23. Couzinie-Devy, F., Cadel, E., Barreau, N., Arzel, L., Pareige, P. Atom probe study of Cu-poor to Cu-rich transition during Cu(In,Ga)Se2 growth. Appl. Phys. Lett. 99, 232108-1-232108-3 (2011).
  24. In-line Cu(In,Ga)Se2 co-evaporation process on 30 cm x 30 cm substrates with multiple deposition stages. Voorwinden, G., Jackson, P., Kniese, R., Powalla, M. Proceedings of the 22nd European Photovoltaic Solar Energy Conference, 2115-2118 (2007).
  25. Miller, M. K., Russell, K. F., Thompson, K., Alvis, R., Larson, D. J. Review of atom probe FIB-based specimen preparation methods. Microscopy Microanal. 13, (6), 428-436 (2007).
  26. J, D. Modeling image distortions in 3DAP. Microscopy and Microanalysis. 10, (3), 384-390 (2008).
  27. Kellog, G. L. Determining the field emitter temperature during laser irradiation in the pulsed laser atom probe. J. Appl. Phys. 52, 5320 (1981).
  28. IVASTM 3.6.2 User Guide 2012. CAMECA Instruments, Inc. (2012).
  29. Persson, C., Zunger, A. Compositionally induced valence-band offset at the grain boundary of polycrystalline chalcopyrites creates a hole barrier. Appl. Phys. Lett. 87, 211904-1-211904-3 (2005).
  30. Zhang, S. B., Wei, S. -H., Zunger, A., Katayama-Yoshida, H. Defect physics of the CuInSe2 chalcopyrite semiconductor. Phys. Rev. B. 57, 9642-9656 (1998).
  31. Johnson, W. C., Blakely, J. M. Interfacial Segregation. American Society of Metals. Metals Park, OH. 3-23 (1979).
  32. Miller, M. K., Jayaram, R. Some factors affecting analysis in atom probe. Surf. Sci. 266, 458-462 (1992).
  33. Wuerz, R., Eicke, A., Kessler, F., Paetel, S., Efimenko, S., Schlegel, C. CIGS thin-film solar cells and modules on enamelled steel substrates. Sol. Energy. 100, 132-137 (2012).
  34. De Geuser, F., Lefebvre, W., Danoix, F., Vurpillot, F., Forbord, B., Blavette, D. An improved reconstruction procedure for the correction of local magnification effects in three-dimensional atom-probe. Surf. Interf. Anal. 39, 268-272 (2007).
  35. Kingham, D. R. The post-ionization of field evaporated ions: A theoretical explanation of multiple charge states. Surf. Sci. 116, 273-301 (1982).
  36. Letellier, L. Etude des joints de grains et interphases dans les superalliages Astroloy par microscopie electronique et tomographie atomique [dissertation]. Rouen Univ., Groupe Physique des Materiaux. Rouen, France. (1994).
  37. Hoummada, I., Mangelinck, K., Chow, D., Lee,, Bernardini, J. Original methods for diffusion measurements in polycrystalline thin-films. Defect and Diffusion Forum. 322, 129-150 (2012).
Atom Probe tomografi Studier på Cu (I, Ga) SE<sub&gt; 2</sub&gt; Grain Boundaries
Play Video
PDF DOI

Cite this Article

Cojocaru-Mirédin, O., Schwarz, T., Choi, P. P., Herbig, M., Wuerz, R., Raabe, D. Atom Probe Tomography Studies on the Cu(In,Ga)Se2 Grain Boundaries. J. Vis. Exp. (74), e50376, doi:10.3791/50376 (2013).More

Cojocaru-Mirédin, O., Schwarz, T., Choi, P. P., Herbig, M., Wuerz, R., Raabe, D. Atom Probe Tomography Studies on the Cu(In,Ga)Se2 Grain Boundaries. J. Vis. Exp. (74), e50376, doi:10.3791/50376 (2013).

Less
Copy Citation Download Citation Reprints and Permissions
View Video

Get cutting-edge science videos from JoVE sent straight to your inbox every month.

Waiting X
simple hit counter