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Engineering

Sonde atomique études de tomographie sur le Cu (In, Ga) Se Published: April 22, 2013 doi: 10.3791/50376
Automatic Translation
1, 1, 1, 1, 2, 1
1Department of Microstructure Physics and Alloy Design, Max-Planck-Institut für Eisenforschung GmbH, 2Zentrum für Sonnenenergie- und Wasserstoff-Forschung Baden-Württemberg ( ZSW )

Summary

Dans ce travail, nous décrivons l'utilisation de la technique de tomographie sonde atomique pour étudier les joints de grains de la couche absorbante dans une cellule solaire CIGS. Une nouvelle approche pour préparer les pointes de sonde d'atome contenant le joint de grain désirée avec une structure connue est également présenté ici.

Abstract

En comparaison avec les techniques existantes, sonde atomique tomographique est une technique unique capable de caractériser chimiquement les interfaces internes à l'échelle nanométrique et en trois dimensions. En effet, APT possède une sensibilité élevée (de l'ordre de ppm) et haute résolution spatiale (sous nm).

Des efforts considérables ont été réalisés ici pour préparer une pointe APT qui contient le joint de grains désirée avec une structure connue. En effet, le site spécifique de préparation des échantillons à l'aide combinée porté-faisceau d'ions, diffraction d'électrons rétrodiffusés, et la microscopie électronique à transmission est présenté dans ce travail. Cette méthode permet de joints de grains sélectionnés avec une structure connue et la localisation dans Cu (In, Ga) Se 2 films minces pour être étudiés par sonde atomique tomographique.

Enfin, nous discutons des avantages et des inconvénients de l'utilisation de la sonde technique tomographie atome d'étudier les joints de grains dans Cu (In, Ga) Se 2 cellules solaires à couches minces.

Introduction

Cellules solaires à couches minces à base de semi-conducteur composé chalcopyrite-structuré Cu (In, Ga) Se 2 (CIGS) en tant que matériau absorbant ont été en développement pendant plus de deux décennies en raison de leur rendement élevé, résistance aux radiations, stable et à long terme coûte performances et faible production 1-3. Ces cellules solaires peuvent être fabriquées avec seulement peu de consommation matérielle due aux propriétés favorables optiques de la couche d'absorption CIGS, à savoir une bande interdite directe et d'un coefficient 1,2 haute absorption. films absorbants de seulement quelques micromètres d'épaisseur est suffisante pour générer une grande photoélectrique. Etant donné que les chemins de diffusion des porteurs de charge photogénérés vers les électrodes sont relativement courtes, les absorbeurs CIGS peuvent être produites sous forme polycristalline. L'efficacité maximale de Cu (In, Ga) Se 2 (CIGS) cellule solaire réalisé jusqu'ici est de 20,4% 4, ce qui est la valeur la plus élevée parmi toutes les cellules solaires à couches minces.

ove_content "> pour continuer à établir la technologie photovoltaïque à couche mince CIGS, à la fois la réduction des coûts de production et l'amélioration de l'efficacité des cellules solaires sont essentiels. Ce dernier est fortement dépendant de la composition de la microstructure et chimique de la couche d'absorption CIGS. interfaces internes, en particulier les joints de grains (SGB) dans l'absorbeur, jouer un rôle essentiel, car ils peuvent affecter le transport des porteurs de charge photogénérés.

L'une des principales questions en suspens en ce qui concerne les cellules solaires CIGS est la nature bénigne de CIGS GBs, soit polycristallins CIGS films absorbants donnent l'efficacité des cellules en suspens malgré une forte densité de défauts ABG et treillis.

Plusieurs auteurs ont étudié l'ABG dans les films de CIGS solaire de qualité par rapport à leurs propriétés électriques 5,6, le caractère et désorientation 7-9 ainsi que les impuretés ségrégation 10-13. Toutefois, aucun lien clair entre ces properties peut être établie jusqu'à présent. En particulier, il existe un manque substantiel d'informations en ce qui concerne la composition chimique locale et la teneur en impuretés de la GBS.

Au cours des deux dernières décennies, sonde atomique tomographique (APT) a émergé comme l'une des techniques de nano-analytiques prometteurs 14-17. Jusqu'à récemment, les études APT de cellules solaires ont été largement limitées par des difficultés dans le processus de préparation de l'échantillon et de la capacité limitée de l'analyse des matériaux semi-conducteurs à l'aide de sondes atomiques d'impulsions de tension conventionnels. Ces restrictions ont été largement dépassés par le développement de la «méthode lift-out 'basé sur un faisceau d'ions focalisé (FIB) fraisage 18 et l'introduction du laser pulsé APT 16. Plusieurs articles sur la caractérisation APT des cellules solaires CIGS ont été publiés 19-23, qui sont fortement encourageant pour de plus amples investigations.

Ce document donne des lignes directrices sur la façon de l'étude interne interfaces en CIGS à couche mince des cellules solaires de la sonde technique tomographie atome.

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Protocol

1. CIGS Layer Deposition

  1. Pulvérisation dépôt de 500 nm de molybdène (couche de contact arrière) sur un substrat de 3 mm d'épaisseur de soda en verre de chaux (SLG).
  2. Co-s'évaporer 2 pm de CIGS dans un processus de CIGS en plusieurs étapes ligne 24. Les CIGS obtenus couche déposée au contact du dos Mo sont présentés dans la figure 1.
  3. Mesurer la composition intégrale de la couche CIGS par spectrométrie de fluorescence X (XRF). La composition de CIGS obtenu est représenté dans le tableau 1.

2. Site spécifique échantillons Fabrication d'analyse APT

  1. Coupez un Mo grille TEM en deux moitiés afin d'obtenir une rangée de plusieurs broches, étant le support pour les spécimens plus tard. Monter la demi-grille de MET sur un support et la conicité des extrémités des broches par polissage électrolytique à 5 en poids. % De NaOH jusqu'à un diamètre de la pointe <2 um. Le processus peut être contrôlé à l'aide raisonnable d'un stéréoscope. Montez ensuite la grille electropolished sur un autre support tchapeau est optimisé pour séquentiel FIB, TEM, EBSD, et la caractérisation APT.
  2. Mill deux tranchées dans la couche mince CIGS utilisant FIB pour obtenir une contre-dépouille (Figure 2a). Faire un premier libre-coupe sur le côté gauche du morceau.
  3. Fixez le micromanipulateur au morceau en déposant un Pt soudure par dépôt par faisceau ionique induite par vapeur chimique. Ensuite, la finale libre-coupé sur le côté opposé et un ascenseur-out le morceau autonome (Figure 2b).
  4. Couper maintenant les broches vives de la TEM Mo demi-grille pour une cale (2-3 m de diamètre) ayant une bonne articulation pour le morceau extrait. Montez le morceau sur les broches utilisant un dépôt Pt (figure 2c). Faire un libre-cut pour obtenir finalement qu'une petite partie du morceau (environ 2 um) sur le dessus de la broche Mo. Ensuite monter le support de grille à l'envers et combler le fossé entre la broche Mo et la pièce montée avec Pt. Poursuivre la même procédure avec le morceau restant. Pour plus de détails sur l'ascenseur-outprocédure, le lecteur peut consulter les références suivantes 18,25.
  5. Placer la grille en position verticale et à nettoyer la section transversale du tronçon (choisir le site avec un diluant soudure Pt) à l'aide d'une faible tension d'accélération et le courant de faisceau (5 kV et <50 Pa) dans le FIB. Ainsi, on obtient une surface lisse et moins de contamination due à Ga + implantation, ce qui est nécessaire pour les mesures EPCA.
  6. De la mesure EPCA effectué sur la section transversale choisir un Go d'intérêt. L'orientation de la Go est préférable d'être perpendiculaire par rapport à la direction d'analyse à la sonde atome (axe z) pour réduire l'effet d'agrandissement local 26, qui est décrit plus en détail dans la partie de travail. Un espace approprié avec un Go est mis en évidence dans la figure 2d.
  7. Effectuer un fraisage annulaire dans la zone de la GB sélectionné à l'étape 2.6) pour former une extrémité en pointe. Le rayon de courbure doit être assez petit (<100 nm) pour plus de TEM ENQUÊTEdes ions. Pour atteindre ce but, de réduire le diamètre intérieur de l'étape de motif de fraisage annulaire à pas (figure 2e) et de façon concomitante visualiser l'extrémité de mise en forme par des électrons secondaires (SE). Ainsi, on peut corriger les déplacements de poutre ou d'ajuster le modèle de fraisage pour enlever les irrégularités sur la pointe comme ondulation ou redéposition de matériel provenant de différents rendements de pulvérisation, les effets d'ombre, etc.
  8. Localiser la position exacte de l'ABG par rapport au sommet de la pointe à l'aide de l'outil TEM (voir la figure 2f), sachant que, par rapport à d'autres matériaux (comme les superalliages) le CIGS GBs ne sont pas visibles dans les SEM.
  9. Connaître précisément là où le GB est situé à la pointe APT, transférer l'échantillon vers le FIB et continuer de broyer l'échantillon de situer le Go au maximum 200 nm au-dessous du sommet de la pointe. A ce stade, le broyage est effectué à très basse kV (5 kV) et un faible courant (<50 Pa). En effet, le but n'est pas seulement de localiser le plus proche t GBo l'apex de la pointe, mais également de réduire au minimum la Ga + dommages de la pointe APT durant cette procédure. De façon concomitante au broyage à faible kV, de visualiser la forme de la pointe APT en MEB et contrôler la quantité de la matière qui doit être éliminé à partir du sommet de la pointe (figure 2g).
  10. Transfert à nouveau l'échantillon à la MET et vérifier la position de la GB en ce qui concerne le sommet de la pointe. Faire une image d'ensemble de l'échantillon (figure 2h) pour obtenir une connaissance précise de la position GB, l'évolution du diamètre de l'échantillon et la demi-tige angle. Cela est nécessaire pour parvenir à une reconstruction optimale des données APT. En outre, utiliser de faibles grossissements et temps d'exposition réduits pour minimiser les faisceaux d'électrons induits dommages et la contamination de C qui peut conduire à un taux d'échec plus élevé dans les mesures APT.

3. Analyse APT dans un LEAP système HR 3000X CAMECA

  1. Placer le spécimen dans la cale APTer. Ensuite, monter la rondelle d'échantillon dans l'un des quatre carrousels disponibles.
  2. Insérez le carrousel contenant la rondelle de l'échantillon à l'intérieur du sas de chargement et de commencer à pomper le sas de chargement. Lorsque le vide à l'intérieur du sas de chargement est d'environ 10 -7 Torr, insérer le carrousel à l'intérieur de la chambre tampon.
  3. Après ca attente. 1 heure pour restaurer le vide dans la chambre tampon (~ 7x10 -9 Torr), transférer l'échantillon de la chambre tampon à la chambre d'analyse principale. Cela se fait avec une tige de transfert horizontal, qui est un dispositif à commande manuelle.
  4. Avant de commencer la mesure à l'intérieur de l'APT, refroidir la température à 60 K. Cette température basse évitera la diffusion des atomes à la surface de l'échantillon pendant l'analyse. Nous notons ici que 60 K est la température de consigne et non la température réelle mesurée sur la pointe APT, qui devrait être plus élevé en raison de la chaleur du laser de l'échantillon. Comme proposé par Kellog et al 27, cette température.ture peut être estimée en tenant compte de l'état de rapport de charge relative. Malheureusement, dans ce travail, la température réelle de la pointe n'a pu être calculé principalement en raison de l'évaporation du champ de la matière CIGS est inconnue.
  5. APT expériences sont réalisées en mode laser à l'aide d'un laser vert avec une longueur d'onde d'environ 532 nm et la longueur d'impulsion 12 ps.

4. Reconstruction de données APT

  1. Ouvrez le fichier RHIT (données brutes obtenues directement après les mesures APT) avec visualisation intégrée de CAMECA et le logiciel d'analyse (IVAS 3.6.2) 28 généralement utilisé pour reconstruire la carte 3D.
  2. Effectuer la reconstruction de la carte 3D en utilisant les huit étapes suivantes 28:
    1. Étape 1 - configuration qui est un volet lecture seule donnant tous les détails sur la nature et le contenu de l'étude sélectionnée.
    2. Étape 2 - choix de la plage de la séquence d'ions. Cette étape définit la gamme ion-séquence par rapport au spécimenTension pour être sélectionné dans les données reconstruction.
    3. ÉTAPE 3 - Choisissez ROI du détecteur. Cette étape donne l'occasion d'éliminer les ions situés à l'extérieur du détecteur ROI (noir ellipse sur l'événement histogramme du détecteur).
    4. Étape 4 - corrections TOF. Cette étape calcule la tension, le temps de vol (TOF), et la planéité du détecteur ("bol correction ') des corrections pour l'analyse.
    5. Étape 5 - Masse de calibrage. La position de pic mesurée dans le spectre de masse à analyser est calibré avec des isotopes / charge états connus.
    6. Etape 6 - distance affectation d'ions. Dans cette étape, les pics dans le spectre de masse sont affectés à des plages de isotopiques d'éléments.
    7. Étape 7 - Reconstruction. Cette étape s'applique une des trois méthodes de reconstruction aux données acquises: méthode de tension, méthode queue-angle ou la méthode tip-profil. Le dernier est utilisé dans l'étude actuelle de reconstruire notre carte 3D. Cette méthode nécessite une image SEM ou TEM de la tip, comme le montre la figure 2g et la figure 2h. Le rayon de la pointe à un point quelconque dans la reconstruction est défini par une interpolation linéaire entre un ensemble de points définis dans l'image de MEB.
    8. Étape 8 - Confirmation. Dans cette étape, l'aperçu créé dans l'onglet reconstruction est converti en une analyse enregistrée.

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Representative Results

La figure 3 montre une vue de côté (tranche XZ) du plan élémentaire du hasard GB haute angle (HAGB) 28.5 ° - <511> cub sélectionné dans la figure 2 par site spécifique méthode de préparation. Co-ségrégation de Na, K et O à une CIGS HAGB est directement mappée en utilisant APT. Ces impuretés diffusent très probablement sur le substrat SLG dans la couche d'absorbeur pendant le dépôt de la couche CIGS à ~ 600 ° C.

La figure 4a montre le Cu, In, Ga, et les profils de concentration de Se dans le GB montre la figure 3. Le Cu, In, Ga, et la concentration en sélénium à la GB sont différentes de celles à l'intérieur des grains (IG). On peut clairement voir que Cu et Ga sont épuisés à cette GB, alors qu'en est enrichi. Ceci est en accord à ce qui avait été postulé par Persson et al. 29 sur la base de la densité des calculs de théorie de la fonctionnelle ab-initio (DFT), à savoir que les rangs de vacance Cu unere de préférence formée à la CIGS SGB. L'l'enrichissement et l'appauvrissement Cu pourrait s'expliquer par la faible énergie de formation de la charge neutre défaut paire 2V Cu - + En Cu 2 + 30. Il convient de noter que les calculs DFT par Persson et al. 29 ont été effectués pour un Go symétrique (Σ 3 (112) TB), alors que les données APT dans la figure 3 ont été obtenues pour un HAGB aléatoire. En outre, Cu enrichi et appauvri en HAGBs ont également été observées pour le même matériau que mentionné dans nos précédents travaux 21.

Figure 4b montre les concentrations de Na, K et O impuretés à cette HAGB, qui sont de 1,7%, à 0,035 à%, et de 0,4% à, respectivement (voir le tableau 2). Les excès d'interface correspondants valeurs (Γ) pour Na (Na Γ), K (Γ K) et O (Γ O) calculésà partir de données APT sont également présentés dans le Tableau 2. Ces excès d'interface ont été calculées en utilisant l'approche Cahn 31.

Les compositions moyennes de GI 1 et 2 GI (GI: l'intérieur du grain, voir le tableau 2) montrent une légère variation de Cu, In, Se, et les concentrations Ga d'un grain à un autre. Ces valeurs de concentration sont en bon accord avec les profils de concentration dans la figure 4a. En outre, la concentration O est différent d'un grain à l'autre (170 ppm pour GI 1 et 0 ppm pour le GI 2), tandis que la composition Na est presque constante (50 ppm pour GI 1 et 60 ppm pour le GI 2, voir le tableau 1) . La concentration en K à l'intérieur des grains est inférieur au niveau de bruit de cette mesure APT (niveau de bruit = 45 ± 5 ppm / uma) et donc en dessous de la limite de détection.

Figure 1 tente-width = "4in" fo: src = "/ files/ftp_upload/50376/50376fig1highres.jpg" src = "/ files/ftp_upload/50376/50376fig1.jpg" />
Figure 1. Image MEB d'une couche CIGS sur Mo substrat en verre à chaux sodée enduit.

Figure 2
Figure 2. a) broyage d'un bloc pour soulever de départ, b) la fixation d'un micromanipulateur par dépôt de Pt, c) fixation d'un morceau de segment sur ​​une TEM Mo demi-grille, d) mesure EBSD sur une section transversale nettoyés, e) annulaire fraisage d'une pointe de pré-affûté, f) image TEM d'un GB g) finale fraisage faible kV, h) image TEM d'un Go dans la pointe APT après broyage à faible kV. Cliquez ici pour agrandir la figure .

Figure 3 "fo: content-width =" 5in "fo: src =" / files/ftp_upload/50376/50376fig3highres.jpg "src =" / files/ftp_upload/50376/50376fig3.jpg "/>
Figure 3. Cartes 3D APT de Cu (bleu), In (rose), Géorgie (jaune), SE (rouge), Na (vert), O et OH (bleu clair), et K (kaki). Ces cartes 3D montrent directement Na, K et O ségrégation à une HAGB (28 ° - <511> cub), qui a été analysé par EBSD et TEM avant l'analyse APT.

Figure 4
Figure 4. (A) Cu, Se, Ga, In et (b) Na, K, O concentration profils de profondeur à travers la GB montre la figure 3. La boîte d'échantillonnage utilisée pour construire ces profils est de 32 x 32 x 0,3 nm 3. Bars donnent les erreurs statistiques (2σ).obtenir = "_blank"> Cliquez ici pour agrandir la figure.

Element Cu En Ga Se
Conc. (% Atomique) 22,3 18.6 7.2 51,9

Tableau 1. La composition intégrale de la couche CIGS mesurée par XRF.

Elements GI 1 (At.%) IG 2 (At.%) GB (At.%) Γ Go (at / m 2)
Cu 21,5 ± 0,12 22,8 ± 0,12 18,2 ± 0,4 -
En 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

Tableau 2. Cu, In, Ga, Se, Na, K et Ovaleurs de composition à l'intérieur du grain (GI) et à la limite de grains (GB) de CIGS obtenus à partir de spectres de masse-à-charge APT, après déconvolution du chevauchement des pics de masse. Γ F représente les excès d'interface (Γ) au GB.

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Discussion

Dans le travail actuel, nous avons présenté les résultats APT sur un HAGB aléatoire dans CIGS, un matériau semi-conducteur composé utilisé pour l'application photovoltaïque. Par ailleurs, nous avons également montré que l'APT en conjonction avec des techniques complémentaires telles que EPCA et TEM, est un outil puissant pour élucider la structure-composition relation des propriétés des cellules solaires CIGS. Malheureusement, la corrélation entre l'APT et EDX / anguilles dans TEM n'était pas possible parce que premièrement, EDX / EELS n'a pas une résolution suffisante pour détecter de faibles concentrations de Na et O à la limite de grain et d'autre part, EDX / EELS n'est pas sensible à tous les éléments, en particulier pour le Na et O.

APT est une technique unique capable de caractériser chimiquement les interfaces à l'échelle nanométrique et de les visualiser en trois dimensions 14-17. Des concentrations d'impuretés fortement diluées dans les dizaines de ppm peuvent être détectés en raison du rapport signal-sur-bruit élevé dans les spectres de masse. Un autre avantage deAPT technique est que la sensibilité de détection n'est pas spécifique à l'élément, si les paramètres de mesure appropriés sont sélectionnés.

Il faut mentionner ici que pour mesurer avec précision les valeurs de composition à CIGS ABG et dans les intérieurs des céréales, il est important de choisir les conditions optimales pour l'analyse APT (température, de l'énergie laser, la fréquence du pouls, etc.) Sinon, artefacts tels que l'évaporation préférentielle et la rétention de 32 éléments peuvent se produire lors de l'évaporation de champ pulsé de l'échantillon. Ces artefacts peuvent apparaître quand il ya une grande différence dans l'évaporation de champ des éléments. Ainsi, le taux d'évaporation de champ, la tension et l'énergie du laser doivent être réglés de telle manière que tous les éléments sont supprimés avec une probabilité égale. Comme on le voit ici, en choisissant les paramètres en conséquence appropriées pour l'analyse APT, nous avons trouvé près composition de CIGS par rapport à celui obtenu par XRF (voir tableaux 1 et 2). Nous notons ici que til surestimation de la concentration de Se dans CIGS par XRF est due à la couche MoSe 2 présente à l'interface CIGS / Mo. Une deuxième raison de la concentration Se inférieur mesurée par l'APT (en dessous de la valeur nominale de 50%) pourrait être l'évaporation préféré Se entre les impulsions laser comme Se sont les espèces les plus volatiles en CIGS. En outre, la différence de Cu, In, Ga et concentrations entre Apt et XRF est dû au fait que les mesures APT la composition CIGS localement, tandis que les mesures XRF une composition moyenne du film CIGS. En effet, il est bien connu que la Cu / In concentration varie d'un grain à l'autre et la concentration Ga est plus élevée dans la partie supérieure du film (où notre conseil APT a été préparé) en raison du gradient Ga observée dans le film de plusieurs étages grandi 33. Nous notons ici que pas d'ions Ga provenant de la source FIB ont été observées dans le spectre de masse (Ga de la FIB se trouve uniquement comme isotope 69 uma) et cela est dû principalement au broyage à faible kV de l'AConseils PT.

Un inconvénient majeur qui est observé dans l'étude des interfaces avec la technique APT est qu'en général, la largeur de l'ABG, sont soit agrandie ou réduite par rapport à la largeur structurel calculé à partir des images TEM (inférieure à 1 nm). Cela est dû à l'effet d'agrandissement local 26. Cet effet se produit lorsque le GB a un champ d'évaporation différent de la matière en vrac. Un Go avec un champ d'évaporation plus élevée (E), conduit à une protubérance sur la surface d'extrémité (E ~ V / R, V est la tension appliquée, et R le rayon de courbure). Dans ce cas, les ions issus de la GB dévient vers l'extérieur, ce qui provoque une diminution apparente de la densité d'ions. Inversement, lorsque la GB a un champ d'évaporation inférieure de la surface de la pointe dans la région de la GB sera aplatie qui dévient les trajectoires vers l'intérieur d'ions. Dans ce cas, la densité locale dans la région Go sera plus élevé. En outre, les trajectoires chevauchement provoqué par l'effet d'agrandissement locals seront également détériorer la résolution spatiale latérale à l'interface, bien que les concentrations restent presque inchangés, comme indiqué par De Geuser et al. 34.

Dans l'étude actuelle, la largeur de la zone de ségrégation HAGB aléatoire détecté (≈ 3 nm) est plus grand que 1 nm, la largeur de structure typique d'un GB. En outre, la densité atomique mesurée par APT est supérieure à la GB que dans la matrice CIGS qui indique que l'effet d'agrandissement local avait eu lieu au cours de l'évaporation. La densité plus élevée à la GB est expliquée par le champ évaporation de cette CIGS Go particulier inférieure par rapport à grains CIGS. Dans les ions simples, les valeurs d'évaporation sur le terrain sont F Cu = 30 V / nm, F En = 12 V / nm, F ga = 15 V / nm, et F K = 60 V / nm 35. La SE, Na, et les valeurs d'évaporation sur le terrain O ne sont pas donnés dans la littérature. Nous notons ici que ces valeurs sont valables pour pure éléments. En semi-conducteurs composés tels que CIGS, l'évaporation de chacun de ces éléments peut être différent. Néanmoins, la figure 4a nous avons constaté que le Go contient une concentration inférieure à Cu présents dans les intérieurs des céréales. En effet, cette concentration Cu inférieur peut réduire le champ de l'évaporation à la GB. En outre, Letellier et al. 36 ont signalé des superalliages à base de nickel que l'effet de grossissement locale augmente de manière continue comme le Go se rapproche d'une orientation parallèle à l'axe de pointe (axe z). Cela peut expliquer pourquoi la largeur de la GB est seulement légèrement agrandie par rapport à d'autres études 37.

En conclusion, les études APT offrent non seulement une carte de redistribution 3D des éléments, mais aussi la composition chimique des interfaces à l'échelle nanométrique. Comme de nombreux outils effectuant des études à l'échelle nanométrique, une attention particulière devrait être accordée à la qualité de l'analyse et l'interprétation des données. En effet,APT possède quelques limitations ainsi et il est donc important de comprendre comment ces restrictions influent sur les données mesurées afin d'assurer une interprétation correcte des données.

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Acknowledgments

Ce travail est fondé par la Fondation allemande pour la recherche (DFG) (Contrat CH 943/2-1). Les auteurs tiennent à remercier Wolfgang Dittus, et Stefan Paetel du Zentrum für Sonnenenergie-und Forschung Wasserstoff-Baden-Württemberg pour la préparation de la couche d'absorption CIGS pour ce travail.

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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).

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