Prozeß 1: mit Diffusionsbarriere und gerichteter PECVD-SiN-Abscheidung Zu Beginn der Entwicklung eines Herstellungsprozesses für bifaciale 17 POWER-Zellen stellte

sich die Frage, wie auf der Zellrückseite die ineinander verschachtelten p- und n-Bereiche definiert werden können. Der erste Ansatz bediente sich dabei eines PECVD-Siliziumnitrides, das, zunächst ganzflächig auf der Rückseite aufgebracht und anschließend teilweise wieder mechanisch entfernt, als lokale Diffusionsbarriere wirkt.

17 Bei monofacialen POWER-Zellen wird ein eventuell vorhandener, inaktiver Emitter auf der Zellrückseite mechanisch vom aktiven, frontseitigen Emitter getrennt [Boueke00].

Der Herstellungsprozeß

Der Prozeß beginnt mit der mechanischen Texturierung der Frontseite. Mit einem rechtwink-ligen, 150µm breiten Sägeblatt werden Gräben in einem Abstand von 350µm eingebracht. In den Bereichen der späteren Frontkontaktierung bleiben 300 – 500µm breite Stege stehen.

Nach einem Ätz- und Reinigungsschritt wird auf der Zellrückseite ganzflächig PECVD-Siliziumnitrid als Diffusionsbarriere abgeschieden. Die Dicke (100 – 130nm) und Homoge-nität der Schicht ist dabei nicht sehr kritisch. Bei einer zu dicken Abscheidung ( > 150nm) kann es allerdings zu Rissen in der Schicht kommen. Der entlang dieser Risse diffundierte Emitter führt zu Kriechströmen und damit zu Shunts in der fertigen Zelle.

Frontseite Rückseite

1) Strukturieren der Frontseite 2) PECVD-SiN-Abscheidung als Diffusionsbarriere

3) Strukturieren der Rückseite und Entfernen des schadens

4) POCl3-Diffusion 5) PECVD-SiN-Abscheidung als Antireflexschicht

6) Siebdruckmetallisierung

Abbildung 2.4: Herstellungssequenz Nr.1 für bifaciale POWER-Zellen mit Hilfe einer Diffusionsbarriere und einer gerichteten PECVD-Silizumnitrid-ARC-Abscheidung.

2.2 HERSTELLUNGSPROZESSE FÜR BIFACIALE POWER-SOLARZELLEN 25 Des weiteren muß darauf geachtet werden, daß der Wafer während der Abscheidung plan auf der Elektrode aufliegt, um eine ungewollte Nitridablagerung auf der Frontseite zu vermeiden.

Diese würde dort die Diffusion behindern. Durch den lokal nicht vorhandenen oder zu dünnen Emitter kommt es bei der Siebdruckmetallisierung zu Kurzschlüssen [vgl. auch [Wibral98]).

Bei der anschließenden Texturierung der Rückseite wird das Nitrid nicht nur im Bereich der Gräben sondern auch auf den dazwischen liegenden Stegen abgefräst. Nur die Basiskontakt-region bleibt geschützt.

Nachdem der Texturierungssägeschaden in Natronlauge entfernt wurde, wird der Wafer ge-reinigt und einer POCl3-Gasphasendiffusion (Rsheet = 28 – 35Ω/sqr) unterzogen. Dadurch wird die gesamte Waferoberfläche mit Ausnahme der geschützten Basiskontaktregionen mit Emit-ter bedeckt, wobei die Rückseite durch die Löcher der Zelle hindurch mit der Frontseite elek-trisch verbunden ist.

Das entstandene Phosphorglas wird anschließend durch einen kurzen HF-Dip entfernt.

Nachdem auf der Frontseite eine PECVD-Siliziumnitrid-Antireflexschicht abgeschieden wur-de, erfolgt die Metallisierung der Zelle im Siebdruckverfahren. Auf die frontseitigen Stege wird mit einer silberhaltigen Paste ein Kontaktgrid mit etwa 100µm breiten Fingern gedruckt.

Der Busbar verläuft über strukturiertes Gebiet.

Den Rückkontakt bildet ein Grid aus 300µm breiten Fingern. Durch die Verwendung einer silberhaltigen Paste, der 3% Aluminium zugesetzt sind, kann der Kontakt zur p-Typ-Basis verbessert werden. Das Einbrennen („Feuern“) der Kontakte durch die rückseitige Nitrid-schicht hindurch wurde untersucht (siehe Kap. 2.2.1.1). Das simultane Einbrennen („Ko-Feuern“) von Front- und Rückkontakten führte zu den besten Ergebnissen hinsichtlich der Serien- und Shuntwiderstände..

Abbildung 2.5: Front- und Rückseite einer mit Prozeß 1 hergestellten bifacialen POWER-Zelle. Auf der Frontseite verläuft der mittige Busbar über texturiertes Gebiet. Rückseitig liegt der Busbar am Zellrand. Der 2 – 3mm breite, untexturierte Rahmen erhöht die mechani-sche Stabilität der Zelle. Auf der Rückseite wurde nachträglich ein PECVD-SiN abgeschie-den, wodurch die aktiven Emitterbereiche blau, die unter den Kontakten liegenden p-Typ-Regionen grünlich erscheinen.

KAPITEL 2 HERSTELLUNG VON BIFACIALEN POWER-SOLARZELLEN

26

Prozeßschritte zur weiteren Steigerung des Wirkungsgrades

Im Prinzip ist die bifaciale Zelle nun voll funktionsfähig. Es hat sich jedoch herausgestellt, daß sich durch weitere, optionale Prozeßschritte der Wirkungsgrad der Zelle noch erheblich steigern läßt. Die Wirkung dieser Schritte auf die Zellparameter läßt sich zusammenfassend aus Tabelle 2.2 entnehmen.

a) Antireflexschicht auf Rückseite

Durch das nachträgliche Abscheiden einer Antireflexschicht aus PECVD-Siliziumnitrid auf der Zellrückseite läßt sich nicht nur die Reflexion von rückseitig eingestrahltem Licht redu-zieren, sondern auch die dortige Oberfläche passivieren. Dies führt zu einer Steigerung der offenen Klemmspannung. Durch die Abscheidetemperatur von 350°C tritt zusätzlich ein Sin-tereffekt auf (siehe unten), der den Serienwiderstand vermindert.

b) Trennen des Zellrandes

Obwohl der Basiskontakt direkt p-Typ-Bereiche kontaktiert, also kein Emitter überkompen-siert werden muß und damit keine Junction Isolation (vgl. Kapitel 5, S.104) nötig ist, führt ein mechanisches Abtrennen des Zellrandes zu einer Erhöhung des Shuntwiderstandes. Dieses Verhalten ist erstaunlich, da sich die elektrische Verbindung von Front- und Rückseite über den Zellrand nicht von der durch die Löcher unterscheidet und sie flächenmäßig sogar eine untergeordnete Rolle spielt. Es läßt sich dadurch erklären, daß selbst bei sehr vorsichtigem Hantieren (insbesondere beim Siebdruck) die Zellränder verschmutzt werden können und es dadurch zu lokalen Kurzschlüssen kommen kann.

c) Sintern

Ein nachträgliches Sintern der Zellen in einer Argon-Wasserstoff-Atmosphäre führte stets zu erheblichen Steigerungen im Füllfaktor. Dieses auch von anderen Zelltypen her bekannte Verhalten deutet auf eine nicht optimale Feuerung der Siebdruckkontakte hin. Wie schon zu-vor beschrieben, konnten nicht genügend POWER-Zellen hergestellt werden, um die Feuer-parameter für diesen Zelltyp zu optimieren. Deshalb wurden alle Zellen nachträglich gesin-tert.

d) Verzinnen des Busbars

Der Busbar des Frontkontaktes wird über strukturiertes Gebiet gedruckt. Wie in Abbildung 2.6 zu erkennen, kommt es dabei zu kleinen Unterbrechungen in der Metallisierung. Diese erhöhen den Serienwiderstand des Busbars erheblich. Im Extremfall kann sogar die elektri-sche Verbindung zu Teilbereichen der Zelle komplett unterbrochen sein.

Abbildung 2.6: SEM-Bild eines Ausschnittes von der Frontseite einer POWER-Zelle. Die Kon-taktfinger befinden sich auf ver-breiterten Stegen. Der Busbar verläuft über strukturiertes Ge-biet.

2.2 HERSTELLUNGSPROZESSE FÜR BIFACIALE POWER-SOLARZELLEN 27 Abhilfe leistet das Verzinnen des Busbars. Dazu kann entweder Zinn direkt auf dem Busbar abgeschieden oder ein verzinnter Kupferstreifen aufgelötet werden. Zu beachten ist dabei, daß durch Wahl des richtigen Lotes und sorgfältiger Verarbeitung ein Ablösen der Siebdruck-kontakte oder ein Verbiegen der Zelle vermieden wird.

Bei der Verschaltung der Zellen zu Modulen werden die Busbars zwangsläufig verzinnt, so daß durch den Busbar bedingte Serienwiderstandsprobleme bei POWER-Zellen für die indu-strielle Fertigung kein zusätzliches Problem darstellen.

Tabelle 2.2: Zellparameter der besten, mit Prozeß 1 hergestellten, bifacialen POWER-Zelle in verschiedenen Prozeßstadien. Die Zelle wurde von der Frontseite beleuchtet vor schwarzem Hintergrund gemessen. (Material: Cz-Si, Größe: 5x5cm², gemittelte Transmittanz: 16%)

Prozeßstadium VOC

[mV]

JSC

[mA/cm²]

FF [%]

η [%]

Rserie

[Ωcm²]

Rshunt

[Ωcm²]

nach dem Siebdruck 577 28,2 57,1 9,3 2,7 710

a) nach ARC-Abscheidung auf der

Rückseite 585 28,4 60,6 10,6 1,5 730

b) nach Abtrennen des Zellrandes 583 28,5 66,1 11,0 1,4 2100

c) nach dem Sintern 587 28,5 68,8 11,5 1,2 2180

d) nach dem Verzinnen des Busbars 590 28,4 73,4 12,3 0,6 2800

Es sollen nun einige der während der Entwicklung dieses Herstellungsprozesses aufgetrete-nen, meist technologischen Probleme und Lösungen beschrieben werden.

2.2.1.1 Entwicklung eines Durchfeuerprozesses durch die Diffusionsbarriere

Um Schwierigkeiten bei der Kontaktierung der Basis durch die auf den Rückkontaktstegen befindliche SiN-Diffusionsbarriere zu vermeiden, wurde zunächst versucht, das Nitrid nach der Diffusion wieder in Flußsäure zu entfernen. Es dauert länger als eine Stunde, um das, während des Hochtemperaturschrittes verdichtete Nitrid in 10% HF abzuätzen. Dabei wurde auch der Emitter angegriffen.

Zur Umgehung dieser Probleme wurde untersucht, ob auf das Entfernen der Diffusionsbarrie-re verzichtet werden kann. Dazu wurde ein Durchfeuerprozeß entwickelt werden, bei dem, ähnlich wie bei den, für die Emitterkontaktierung bekannten Durchfeuerprozessen durch ein als Antireflexschicht dienendes Nitrid, der Rückkontakt durch die SiN-Diffusionsbarriere hindurch gefeuert wird. Im Gegensatz zu einer Antireflexschicht ist die Diffusionsbarriere dicker (130 statt 70nm) und dichter (Verdichtung während des Diffusionshochtemperatur-schrittes).

In der Studie wurden flache Zellen hergestellt, auf deren Rückseite eine Diffusionsbarriere abgeschieden wurde. Das Feuern der Rückkontakte wurde bei Temperaturen von 725 – 870°C durchgeführt. Anschließend wurde der Serienwiderstand der Zellen anhand der IV-Kennlinien ermittelt und der Kontaktwiderstand mit dem Übertragungsleitungsmodell („transmission line model“) [Murrmann69] bestimmt. Dabei sollte beachtet werden, daß das Übertragungslei-tungsmodell von dünnen, leitenden Schichten, wie es zum Beispiel beim Emitter der Fall ist, ausgeht. In dem hier betrachteten Fall der Basiskontaktierung ist die leitende Schicht 300µm dick. Das Modell ist daher nur eingeschränkt anwendbar und die erhaltenen Daten sollten nur qualitativ verstanden werden.

KAPITEL 2 HERSTELLUNG VON BIFACIALEN POWER-SOLARZELLEN

28

Sowohl mit einer AgAl- als auch mit einer reinen Al-Siebdruckpaste konnten Füllfaktoren von bis zu 74% erreicht werden, was angesichts des gridförmigen Rückkontaktes und der nicht optimierten Kontaktgridgeometrie gute Werte darstellt. Die in Abbildung 2.7 darge-stellten spezifischen Kontaktwiderstände zeigen mit steigender Feuertemperatur eine Tendenz zu sinkenden Werten. Die starke Streuung der Ergebnisse und die Werte der spezifischen Kontaktwiderstände, die zwei bis drei Größenordnungen über denen von aufgedampften Rückkontakten auf einer reinen Siliziumoberfläche liegen, sind ein Indiz dafür, daß die Sieb-druckpaste nur vereinzelt, punktförmig die Nitridschicht durchdringt und lokale Kontakte erzeugt. Ein ähnliches Verhalten wurde bei durch eine ARC gefeuerten Frontkontakten beob-achtet [Tölle97].

Durch die verhältnismäßig hohen spezifischen Kontaktwiderstände ergeben sich für die Transferlänge, die ein Maß dafür darstellt, inwieweit der Strom über die gesamte Kontakt-breite homogen eintritt, Werte von 300 - 400µm (AgAl-Paste bei 870°C Feuertemperatur).

Deshalb wurden für die Rückkontakte der POWER-Zellen Fingerbreiten von ~350µm ge-wählt. Schmalere Kontakte würden zu stark erhöhten Kontaktwiderständen führen.

Im Gegensatz zum Durchfeuerprozeß bei der Emitterkontaktierung, bei der bei zu hohen Temperaturen die Kontakte bis in die Raumladungszone gefeuert werden (Ö Shunts), ver-halten sich die Rückkontakte wesentlich unkritischer. Zu einem Überfeuern kommt es nicht.

Es ist daher sinnvoll, zum Feuern der Rückkontakte die gleichen Temperaturen und Rampen wie für die Frontkontakte zu verwenden. In diesem Fall können Front- und Rückkontakte im selben Schritt gefeuert werden (sog. „Ko-Feuern“). Durch die reduzierte Anzahl an Prozeß-schritten verringert sich die Gefahr der Kontamination.

Mit dem Ko-Durchfeuerprozeß konnten erstmals bifaciale POWER-Zellen mit einem Shunt-widerstand Rsh > 1000Ωcm² hergestellt werden.

725 750 775 800 825 850 875

20 40 60 80 100 120

Al-Paste AgAl-Paste

ρρρρ c [mΩ cm²]

T [°C]

Abbildung 2.7: Kontaktwiderstände der Basiskontakte. Es wurde reine Al-Paste bzw. AgAl-Al-Paste (3% Al-Anteil) durch eine ca. 100nm dicke Silizium-nitridschicht gefeuert.

Zusammenfassend gilt, daß der Al- oder AgAl-Rückkontakt durch eine Nitridschicht durch-gefeuert werden kann. Es sollten dabei hohe Temperaturen T > 830°C verwendet werden.

Aufgrund des verhältnismäßig hohen spezifischen Kontaktwiderstandes sollte die Breite des Rückkontaktes nicht kleiner als 300µm (bei 2mm Fingerabstand) gewählt werden.

2.2 HERSTELLUNGSPROZESSE FÜR BIFACIALE POWER-SOLARZELLEN 29 2.2.1.2 Einfluß eines Al-BSF-Rückkontaktgrids

Anstelle der standardmäßigen AgAl-Siebdruckpaste wurde eine reine Al-Paste getestet. Von konventionellen Zellen her ist bekannt, daß sich mit dieser Paste ein sehr gutes Al-BSF er-zeugen läßt. Die stark reduzierte Rekombination an der rückseitigen Oberfläche führt dabei zu einer gesteigerten offenen Klemmspannung VOC und Kurzschlußstromdichte JSC. Dieser Ef-fekt wurde leider bei den POWER-Zellen nicht beobachtet. Es traten die gleichen VOC- und JSC-Werte für Al-Rückkontakte wie für AgAl-Rückkontakte auf¹⁸.

Dies läßt sich dadurch begründen, daß die Rekombination an den Rückkontakten eine gerin-gere Rolle spielt, da durch den gridförmigen Kontakt nur etwa 20% der Oberfläche metalli-siert sind. Die restliche, rückseitige Oberfläche ist mit einem passivierenden Siliziumnitrid bedeckt, welches im Bereich der p-Typ-Basiskontaktregionen eventuell von minderer Qualität ist (siehe unten). Somit tritt die überwiegende Rekombination im Bereich der nicht-kontaktierten Oberfläche auf und ist damit unabhängig von der Art der Kontaktierung.

Die leicht erhöhten Füllfaktoren und deren kleinere Schwankungsbreite bestätigen den in Abbildung 2.7 beobachteten, geringeren Kontaktwiderstand des Al-Kontakts im Vergleich zum AgAl-Kontakt.

Tabelle 2.3: IV-Werte bifacialer POWER-Zellen mit bzw. ohne Aluminium Back Surface Field.

Das BSF bewirkt keine signifikante Verbesserung der Zellcharakteristik. (Material: Cz-Si, Größe: 5x5cm², Transmittanz: 11%, Busbar verzinnt, Mittelwert über 6 Zellen)

VOC

[mV]

JSC

[mA/cm²]

FF [%]

η [%]

ohne BSF 580 ± 10 29,4 ± 0,3 66,5± 1,4 11,3 ± 0,5 mit Al-BSF 583 ± 12 29,5 ± 0,3 67,0 ± 0,8 11,4 ± 0,4

Das Al-BSF reduziert zwar die Kontaktrekombination, da diese bei bifacialen POWER-Zellen aber nicht den dominierenden Rekombinationsprozeß darstellt, bleibt dies ohne Auswirkung auf VOC.

2.2.1.3 Einfluß eines Hochtemperatur-Diffusionsschrittes auf ein PECVD-Nitrid Das als Diffusionsbarriere dienende Siliziumnitrid spielt in dem hier vorgestellten Prozeß eine wichtige Rolle. Da über die Eigenschaften des Nitrids nach einem Hochtemperatur-diffusionsschritt wenig bekannt ist, wurde die effektive Oberflächenrekombinationsge-schwindigkeit ORG an der nitridbedeckten Oberfläche bestimmt. Zusätzlich wurden span-nungsabhängige Kapazitätsmessungen („CV-Messungen“), Ellipsometrie- sowie Leitfähig-keitsmessungen des Siliziumnitrides vor und nach einem solchen Prozeßschritt unternommen.

18 Die Untersuchung wurde mit Cz-Silizium mit Diffusionslängen im Bereich der Zelldicke durchgeführt. Bei Material kürzerer Diffusionslänge, wie es ursprünglich für die POWER-Zelle vorgesehen ist, würde sich die Wirkung eines BSF ohnehin stark reduzieren.

KAPITEL 2 HERSTELLUNG VON BIFACIALEN POWER-SOLARZELLEN

30

QSSPC-Messungen

Zur Ermittlung des Einflusses eines Hochtemperatur-Diffusionsschrittes auf die passivieren-den Eigenschaften eines PECVD-Nitrides wurde ein beidseitig mit diesem Nitrid beschichte-ter Fz-Siliziumwafer vor und nach einem solchen Schritt mit Hilfe der QSSPC-Methode (Quasi-Steady-State PhotoConductance) [Sinton96] charakterisiert.

Die QSSPC-Messung bestimmt durch Messung der Photoleitfähigkeit die Überschußla-dungsträgerdichte ∆n während eines langsamen (= quasistatischen) Lichtpulses. Aus dem Verhältnis des Photonenflusses zu ∆n läßt sich die effektive Lebensdauer τeff der Minoritäts-ladungsträger bestimmen. Diese setzt sich aus der Bulklebensdauer τbulk und der effektive Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit ORG zusammen. Bei Verwendung von Fz-Silizium mit sehr hohen τbulk-Werten läßt sich deren Einfluß vernachlässigen und aus der QSSPC-Messung direkt ORG bestimmen.

Die in Abbildung 2.8 dargestellten QSSPC-Messungen geben die Oberflächenrekombinati-onsgeschwindigkeit ORG in Abhängigkeit von der Überschußladungsträgerkonzentration ∆n an. Der Theorie folgend (gut dargestellt in [Aberle99]) nimmt die ORG mit steigender ∆n ab, der abrupte Abfall der ORG für ∆n < 5‚10¹³cm^-3 stellt hingegen ein Meßartefakt dar.

Bei Injektionsverhälnissen ∆nmpp≈ 10¹³cm^-3, wie sie sich im Arbeitspunkt der Solarzelle ein-stellen, ergibt sich aus der Messung ORG = 2‚10³cm/s vor und ORG = 5‚10⁴cm/s nach der Phosphordiffusion¹⁹ (Die reale ORG kann wegen des Meßartefakts sogar noch leicht höher liegen).

0 1x10¹⁴ 2x10¹⁴ 3x10¹⁴ 4x10¹⁴ 5x10¹⁴ 10³

10⁴ nach Hochtemperaturschritt

vor Hochtemperaturschritt

∆n_mpp

ORG [cm/s]

∆n [cm^-3]

Abbildung 2.8: QSSPC-Messungen²⁰ vor und nach dem Hochtemperatur-Diffusionsschritt. Die effek-tive Oberflächenrekombina-tionsgeschwindigkeit ORG bei Überschußladungsträ-gerdichten ∆n_mpp, wie sie im Arbeitspunkt der Solarzelle herrschen, steigt von 1,3‚10³cm/s auf 5‚10⁴cm/s an.

Die effektive Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit an der PECVD-SiN-Oberfläche hat sich durch den Diffusionsschritt um mehr als eine Größenordnung erhöht.

Eine nähere Deutung liefert die durch CV-Messungen ermittelte Grenzflächenstörstellen-dichte und die Oxidladung.

19 Es wird darauf hingewiesen, daß es sich hierbei um die effektive ORG an der p-Oberfläche handelt. Sie hängt sowohl von der Grenzflächenstörstellendichte Dit wie auch von der, sich aufgrund von Bandverbiegungen ein-stellenden Ladungsträgerdichte an der Oberfläche ab. Rückschlüsse auf die in Kapitel 3 & 4 wichtige ORG an einem, an die Oberfläche grenzenden pn-Übergang sind problematisch. Die Ladungsträgerdichten und Band-verbiegungen innerhalb der Raumladungszone verhalten sich wegen der unterschiedlichen Ladungsträgerdichten grundlegend anders als an der p-Oberfläche.

20 Messung durchgeführt von B. Fischer

2.2 HERSTELLUNGSPROZESSE FÜR BIFACIALE POWER-SOLARZELLEN 31 CV-Messungen

Mit Hilfe von CV-Messungen kann sowohl die Oxidladung Qox wie auch die Grenzschicht-störstellendichte Dit zwischen dem Nitrid und der Siliziumoberfläche ermittelt werden. Zur Theorie der CV-Messung sei auf [Bitnar98] verwiesen. Aus der in Abbildung 2.9 dargestell-ten CV-Messung und aus einer Leitfähigkeitsmessung ergeben sich die in Tabelle 2.4 wie-dergegebenen Werte.

Aus der untypischen Form der CV-Messung nach der Diffusion läßt sich folgern, daß sich das Nitrid während dieses Hochtemperaturschrittes stark verändert hat. Bei vorsichtiger, klassi-scher Interpretation²¹ der Kurve ergibt sich, daß sich die Oxidladungsdichte leicht reduziert und die Grenzschichtstörstellendichte gleichzeitig stark erhöht hat. Somit haben sich die pas-sivierenden Eigenschaften des Nitrids durch den Hochtemperaturschritt verschlechtert.

Dies läßt sich durch eine Ausdiffusion des in der Nitridschicht befindlichen Wasserstoffes erklären und wurde in ähnlicher Form auch bei einem zu langen Feuern von Siebdruckkon-takten durch PECVD-SiN hindurch beobachtet [Lenkheit97].

Betrachtet man den Widerstand des Nitrids, erkennt man, daß dieser durch die Diffusion sehr stark reduziert ist. Die Leitfähigkeit des Nitrides ist wahrscheinlich auf mikroskopische Risse innerhalb des Schicht zurückzuführen. Auch der in das Siliziumnitrid eindiffundierte Phos-phor kann einen Beitrag liefern.

Tabelle 2.4: Ergebnisse der CV- und Leitfähigkeitsmessungen des Siliziumnitrides vor und nach dem Diffusionsschritt. Dabei ist Q_ox die Oxidladung, D_it die Grenzflächenstörstellen-dichte und R der spezifische Widerstand der Nitridschicht.

Qox [cm^-2] Dit [eV^-1cm^-2] R [MΩ mm²]

vor dem Diffusionsschritt 2,9‚10¹² 3‚10¹¹ ~ 4‚10⁶ nach dem Diffusionsschritt 2,2‚10¹² 1-2‚10¹² 1 – 60

-14 -12 -10 -8 -6 -4 -2 0 2 200

300 400 500 600 700 800

900 mit P-Diffusion

ohne P-Diffusion

Kapazität [µF/m2 ]

Spannung [V]

Abbildung 2.9: : CV-Messung²² an PECVD-Siliziumnitrid vor und nach einem Hochtemperatur-Diffusions-schritt. Die Oxidladung Q_ox verringert sich, die Grenzflächenstörstellen-dichte D_it steigt (vgl. Tabelle 2.4)

21 Insbesondere nach dem Diffusionsschritt weist das Nitrid eine erhebliche Leitfähigkeit auf. In der, der Inter-pretation der CV-Meßmethode zugrunde liegenden Theorie des MOS-Kontaktes, wird jedoch von einem idealen Isolator ausgegangen. Außerdem wird die Ladung des Oxides als fest angenommen während es bei realem Sili-ziumnitrid zu einer Umladung von Grenzflächenstörstellen und einer Verschiebung von mobilen Ladungen innerhalb der Schicht kommen kann. Insofern sollte die gemessene CV-Kurve nur qualitativ interpretiert wer-den.

22 Messung durchgeführt von B.Bitnar

KAPITEL 2 HERSTELLUNG VON BIFACIALEN POWER-SOLARZELLEN

32

Ellipsometrische Messungen

Weiterhin wurden ellipsometrische Messungen unternommen (vgl. Abbildung 2.10). Diese ergeben nach der Diffusion sowohl einen erhöhten Brechungsindex n als auch einen insbe-sondere im kurzwelligen Spektralbereich gesteigerten Absorptionkoeffizienten k.

Während des Hochtemperaturschrittes verdichtet sich das Nitrid (die Schichtdicke verringert sich um ~20%) und erhöht damit seine Brechung.

Gleichzeitig erhöht sich die Dichte des in der Nitridschicht vorhandenen Siliziums und die Dichte der pin-holes und Undichtigkeiten im Nitrid reduziert sich. Zusammen mit der Ab-sorption an dem in die Nitridschicht eindiffundierten Phosphor führt dies zu dem erhöhten Absorptionskoeffizienten.

300 400 500 600 700 800

2.1 2.2 2.3 2.4 2.5 2.6

SiN mit P-Diffusion SiN ohne P-Diffusion

n

Wellenlänge [nm]

300 400 500 600 700 800

0.0 0.1 0.2 0.3 0.4

0.5 SiN mit P-Diffusion

SiN ohne P-Diffusion

k

Wellenlänge [nm]

Abbildung 2.10: Ellipsometrische Messung²³ der optischen n- und k-Werte eines Siliziumnitrides vor und nach einem Hochtemperatur-Diffusionsschritt.

Zusammenfassend verschlechtert ein nachfolgender Diffusionsschritt die passivierenden Ei-genschaften des verwendeten PECVD-Siliziumnitrids²⁴. Die effektive Oberflächenrekombi-nationsgeschwindigkeit steigt um etwa eine Größenordnung. Grund dafür ist eine erhöhte Grenzflächenstörstellendichte und eine niedrigere Oxidladung. Das Nitrid verdichtet sich und weist im kurzwelligen Spektralbereich eine höhere Absorption auf.

2.2.2 Prozeß 2: mit Diffusionsbarriere und ungerichteter

Im Dokument Herstellung, Charakterisierung und Simulation semitransparenter, bifacialer kristalliner Siliziumsolarzellen (Seite 24-32)