Diskussion der Ergebnisse

Wie in der Arbeit von Jin et al. [111] dargelegt, kann mittels Corona-Aufladung bei hohen Spannungen protonischer oder atomarer Wasserstoff in Silizium erzeugt werden, der eine Si/SiO2 Grenzfläche degradiert, auch wenn die Ladungen nachfolgend abgewaschen werden. In der Arbeit wird weiter erläutert, dass die Degradation durch schnelles thermisches Ausheilen (RTA, 30 s bei 400°C) und Formiergasausheilen (FGA, 30 min bei 400°C) rückgängig gemacht werden kann. RTA verwendet Glühlampen oder Laser, um gewünschte Prozesstemperaturen zu erreichen. Damit ist es in Bezug auf die Wellenlänge vergleichbar mit den in dieser Arbeit für den Effekt des LIC verwendeten Lichtquellen. Um den Einfluss der Temperatur von dem Einfluss von Photonen zu trennen, werden Versuche auf einer Heizplatte durchgeführt. Bis 300°C (10 min je Seite

2 Oberflächenpassivierung von Silizium

im Dunkeln) lässt sich dabei keine Veränderung der gemessenen eff erkennen. Der Effekt des LIC scheint daher primär durch Photonen und die von ihnen erzeugten Ladungsträger ausgelöst zu sein. Das im folgenden vorgestellte Modell konzentriert sich auf die Betrachtung des protonischen Wasserstoffs.

Cartier [105] hat veröffentlicht, dass atomarer Wasserstoff nicht abgesättigte Bindungen in einer Si/SiO2 Grenzfläche passivieren und depassivieren kann und dass der Wasserstoff zusätzliche rekombinationsaktive Zustände an der Grenzfläche generieren kann. Zur Depassivierung kommt es, wenn sich aus einem gebundenen passivierenden und einem freien atomaren Wasserstoffatom ein H2-Molekül bildet. Auch Steingrube et al. [64], [63], [112] konnten einen negativen Einfluss von zu viel Wasserstoff auf die Oberflächenpassivierung feststellen. Nach ihren Messungen kann Wasserstoff eine defektreiche etwa 30 nm dicke Schicht im Silizium unter einer SiNx :H-Schicht erzeugen. Damit können auch Beobachtungen an den Proben bei den Corona-Aufladungsversuchen erklärt werden, weil geladener Wasserstoff in die Si/SiO2 -Grenzfläche hinein, oder aus ihr heraus gedrückt oder gezogen werden kann (aus der Passivierschicht oder dem Siliziumvolumen). Im Fall der messbaren Erhöhung der eff -Werte von p-Typ und n-Typ Si-Proben nach moderater Aufladung und wieder Abnehmen der Ladungen kann es zu einer Reduktion von defektgenerierendem Wasserstoff an der Grenzfläche gekommen sein. Alle positiv aufgeladenen Proben, die nach dem Aufladen und Abspülen eine verringerte eff aufweisen, können mit kurzem LIC (60 s, thermischer Strahler, 0,25 Sonnen) zu ihrem Ausgangswert zurück gebracht werden. Damit kann angenommen werden, dass der durch das Aufladen an der Grenzfläche induzierte Wasserstoff, der eine Degradation bewirkt, durch LIC wegdiffundiert oder umgeladen und damit kompensiert wird.

Abbildung 2.21 a) bis d) stellt die vermuteten Vorgänge an der Grenzfläche schematisch dar.

Abbildung 2.21 a): Schematische Darstellung des Einflusses von positiver Corona-Aufladung und anschließendem LIC bei p-Typ Si-Proben.

Abbildung 2.21 c): Schematische Darstellung des Einflusses von positiver Corona-Aufladung und anschließendem LIC bei n-Typ Si-Proben.

In n-Typ Si tritt Wasserstoff in der Regel nicht in Form von H⁺ auf, wohingegen dies in p-Typ Si der Fall ist [104], [113], [114]. Dies ist begründet in der Lage der Fermienergie. Je höher die Fermienergie ist, desto größer ist die benötige Energie zur Erzeugung eines H⁺, weil Wasserstoff dazu ein Elektron abgeben muss [114]. Da sich im SiNx:H positive ortsfeste Ladungen befinden, sollte es hier für den Wasserstoff möglich sein Elektronen abzugeben und damit in Form von H⁺ vorzuliegen. Nicht aufgeladen kann bei n-Typ-Si Material, auf Grund des Fehlens von H⁺ im Si-Volumen, kein Einfluss von LIC gemessen werden. Nach positivem Aufladen und Abwaschen der Ladungen zeigt sich eine deutliche Erhöhung der eff durch LIC (von 1,9 ms zu 2,9 ms, Abbildung 2.21 c)). Da nach Jins [111] Aussage eine Corona-Aufladung (beider Polaritäten) protonischen Wasserstoff in die Si/SiO2- Grenzfläche einbringen kann, ist die Vermutung, dass dies durch LIC rückgängig gemacht werden kann (Abbildung 2.21 a) und c)). Im Fall des positiven Aufladens von n-Typ und p-Typ Si-Proben könnte protonischer Wasserstoff aus den Passivierschichten in die Grenzfläche eingebracht worden sein. Der protonische Wasserstoff scheint hier durch LIC in das Si-Materialvolumen gedrückt oder umgewandelt (zu H⁰ oder H^-) zu werden. Die Aktivierungsenergie für eine Diffusion von H⁺ in Silizium liegt im Bereich von 0,6 eV [44] und ist damit durch alle verwendeten Lichtquellen erreichbar. Im Fall negativer Aufladung, bei der bei p-Typ Si eine große Menge H⁺ in die Grenzfläche eingebracht wird, kann keine Erhöhung gemessen werden, da dieser Weg hier nicht möglich ist (Abbildung 2.21 b)), weil zu viel protonischer Wasserstoff an der Grenzfläche vorhanden ist.

2 Oberflächenpassivierung von Silizium

Abbildung 2.21 b): Schematische Darstellung des Einflusses von negativer Corona-Aufladung bei p-Typ Si-Proben. LIC zeigt hier keinen Effekt die Probe erholt sich allerdings nach 4 h Lagerung unter Umgebungsbedingungen ohne weitere Beleuchtung.

Abbildung 2.21 d): Schematische Darstellung des Einflusses von negativer Corona-Aufladung bei n-Typ Si-Proben. LIC zeigt hier keinen Effekt.

Für negativ geladene n-Typ Si-Proben wird der protonische Wasserstoff aus der Grenzfläche „herausgezogen“ (Abbildung 2.21 d)), somit kann durch LIC keine weitere Verbesserung erzielt werden. Im Fall von Abbildung 2.21 b) ergibt sich durch die höhere Mobilität des Wasserstoffs im Siliziumvolumen im Vergleich zum Dielektrikum [107] eine Ansammlung des protonischen Wasserstoffs an der Grenzfläche und damit rekombinative Zustände. Da sich die Lebensdauer nach etwa vier Stunden komplett erholt und Wasserstoff in Silizium in dieser Zeit über 1 µm zurücklegen kann [44], ist davon auszugehen, dass sich der an der Grenzfläche angesammelte Wasserstoff durch Diffusion wieder im Siliziumvolumen verteilt und dadurch rekombinative Zustände wegfallen. Im Falle schwächerer negativer Aufladung von p-Typ Si ergibt sich ein ähnlicher Fall wie für n-Typ Si (Tabelle 2.4 1. Zeile). Hier scheint netto protonischer Wasserstoff aus der Grenzfläche gezogen zu werden, also mehr „herausgezogen“ als aus dem Siliziumvolumen „nachgezogen“ wird. Damit ergibt sich auch hier eine Erhöhung der Lebensdauer nachdem die Ladungen abgewaschen sind. Diese Erhöhung ist allerdings nicht zeitlich stabil.

Aus dem Umstand, dass der Effekt auch durch einseitiges Beleuchten mit Licht der Wellenlänge 630 nm verursacht wird, ist abzuleiten, dass der zugrundeliegende Effekt auch durch generierte Überschussladungsträger und nicht nur durch Photonen direkt verursacht werden kann. Ein Photon der Wellenlänge 630 nm besitzt eine Energie von 1,97 eV. Wird diese Energie an ein Elektron abgegeben, hat dieses nach Abzug der Energiedifferenz der Bandlücke des Siliziums noch genügend Energie (> 0,8 eV), um über Gitterschwingungen geladenen atomaren Wasserstoff in Silizium zu aktivieren.

Nach Rizk et al. [44] genügen 0,6 eV und nach Noble et al. [114] genügen bereits 0,5 eV um die Migration von protonischen Wasserstoff zu ermöglichen. Nach Pearton et al.

[104] und Tavendale et al. [115] ist unter dem Einfluss von durch Licht erzeugten Elektronen eine Reduzierung der Konzentration von protonischem Wasserstoff in Silizium möglich. Dies lässt sich wiederum mit Hilfe der Betrachtung der Quasi-Fermienergie verstehen. Diese wandert durch die Generation von Elektron-Lochpaaren in die Bandmitte. Damit wird in p-Typ Si die Bildung von H⁺ energetisch unwahrscheinlicher.

Mit dem in Kapitel 2.3.4 dargestellten Modell der Grenzfläche lassen sich auch die Vorgänge bei LIC besser verstehen. Der deutlich reduzierte Effekt für HF-gedippte p-Typ Proben ergibt sich damit aus dem Umstand, dass hier sehr viel weniger beeinflussbare Si-H Bindungen an der Grenzfläche lokalisiert sind. Es ist auch anzunehmen, dass die durch den Wasserstoff erzeugten Zustände [44] an der Grenzfläche sich auf eine Grenzfläche geringerer Zustandsdichte (Si-Oxid RCA) stärker in der gemessenen eff bemerkbar machen als für die Variante mit größerer Zustandsdichte (ohne chemisch erzeugtes natives Si-Oxid).

2.5.5 Zusammenfassung

SiNx:H/SiO2-Passivierschichten zeigen einen reproduzierbaren und auch unter Beleuchtung langzeitstabilen lichtinduzierten Ausheilungsprozess (LIC) von p-Typ FZ-Si Lebensdauerproben. Eine homogene Erhöhung von eff von 200% und mehr konnte für chemisch polierte p-Typ FZ-Si Proben gemessen werden. Natives chemisch erzeugtes Siliziumoxid unter den PECVD-SiNx:H/SiO2-Passivierschichten ist der Haupteinflussfaktor für die Stärke des beobachtbaren Effekts. Die Kombination aus Lebensdauer-, PL-Messungen, Corona-Aufladungs- und Temperaturbehandlungs-versuchen läßt darauf schließen, dass es sich bei LIC um einen Effekt an der Si/SiO2

Grenzfläche handelt, der durch Photonen und photonengenerierte Ladungsträger hervorgerufen wird und durch die Beeinflussung von protonischem Wasserstoff Defekte ausheilen kann.

2 Oberflächenpassivierung von Silizium 2.6 Kapitelzusammenfassung

Nach der Erläuterung des theoretischen Hintergrundes der Oberflächenpassivierung von Silizium wurde in Kapitel 2.3 der Einfluss von chemisch erzeugten nativen Siliziumoxiden auf die Si-Oberflächenpassivierung näher betrachtet und gezeigt, wie ein kurzer nasschemischer Prozessschritt vor der Abscheidung der Dielektrika die Passivierqualität beeinflusst. Für gefeuertes SiNx:H und getempertes Al2O3 erhöht sich die messbare effektive Minoritätsladungsträgerlebensdauer, während sie sich für gefeuertes Al2O3 verringert. Zur Erklärung dieses Verhaltens wurde ein Modell eingeführt, das die Vorgänge an der Grenzfläche veranschaulicht.

Kapitel 2.4 untersuchte Wasserstoff und seine Verbindungen in dielektrischen Schichten und an der Grenzfläche zu Silizium. Es konnte gezeigt werden, dass durch eine zusätzliche SiO2-Schutzschicht Si-H- und N-H-Bindungen während eines Feuerschritts im Sinne der Oberflächenpassivierung positiv beeinflusst werden, mehr Wasserstoff an der Grenzfläche zum Silizium gefunden wird, die Zustandsdichte geringer ist und damit die Oberflächenpassivierung verbessert wird.

Kapitel 2.5 beschreibt schließlich einen Effekt, bei dem durch Licht die Oberflächenpassivierung einer SiNx:H/SiO2-Doppelschicht langzeitstabil verbessert wird.

Der Effekt tritt deutlich stärker auf, wenn Dielektrika auf die in Kapitel 2.3 vorgestellten chemisch erzeugten nativen Siliziumoxide abgeschieden werden. Mit Hilfe von Coronaaufladungsexperimenten konnte ein Modell der Vorgänge des lichtinduzierten Ausheilens (LIC) gefunden werden, in dem durch Licht beeinflusster protonischer Wasserstoff die Hauptrolle spielt.

Die Erkenntnisse der drei Unterkapitel zusammen zeigen die wichtige Rolle des Wasserstoffs in der Oberflächenpassivierung von kristallinem Silizium. Auf der einen Seite kann durch Wasserstoff die Zustandsdichte durch vom Wasserstoff induzierte Zustände an der Grenzfläche erhöht werden, gleichzeitig kann der Wasserstoff durch seine Fähigkeit nicht abgesättigte Verbindungen abzusättigen die Zustandsdichte verringern. Für die Frontseitenpassivierung einer Standardsolarzelle ergibt sich damit als ideale Prozessabfolge eine kurze chemische Oxidierung gefolgt von der Abscheidung einer SiNx:H/SiO2-DARC.

3 Lichteinkopplung in die Solarzelle

3.1 Einführung

Die Verbesserung der Lichteinkopplung in die Solarzelle stellt einen naheliegenden Weg zur Steigerung der Effizienz dar [94]. Wie schon in Abbildung 1.7 schematisch gezeigt, sind die Ansatzpunkte für eine Verbesserung der Lichteinkopplung eine Verringerung der Abschattung durch die Metallisierung auf der Frontseite, eine Verringerung des Verlustes durch Absorption im Emitter (an freien Ladungsträgern), Verringerung der Reflexion an der Vorderseite mittels einer Textur und dazu passender Antireflexbeschichtung, Verringerung der Absorptionsverluste in der Antireflex-beschichtung und an der Rückseite der Zelle und eine Erhöhung der Reflexion an der Rückseite der Zelle.

Die Abschattung einer Solarzelle lässt sich durch schmalere Metallkontakte oder die teilweise oder komplette Verlegung der Kontakte auf die Rückseite, wie z.B. bei den kommerziell erhältlichen IBC-Solarzellen von SunPower [116], [117], verringern.

Absorption an freien Ladungsträgern im Emitter kann durch eine geringere Dotierung reduziert werden. Da die Kontaktierbarkeit für p-Typ Si-Emitter für schwächer dotiertes Material jedoch schlechter wird, ergeben sich hier Grenzen. Durch einen selektiven Emitter, welcher hochdotierte Bereiche nur unter den Kontakten aufweist, lassen sich gute Kontaktierbarkeit und geringe Absorption kombinieren [118].

Eine bereits industriell eingesetzte Variante stellt das an der Universität Konstanz entwickelte, selektive chemische Rückätzen eines hochdotierten Emitters dar [119].

Auf Absorptionsverluste in der Antireflexschicht und die Optimierung der Rückseite der Solarzelle wird in Abschnitt 4.1.2 und 4.2.3 eingegangen.

Bei der Reduzierung der Frontseitenreflexion durch eine Textur werden hauptsächlich zwei Verfahren angewendet. Für monokristallines Silizium wird eine Pyramidentextur verwendet, welche sich in einem kristallorientierungsabhängigen, alkalischen Ätzvorgang ergibt [120]–[122]. Für multikristallines Silizium findet aufgrund von unterschiedlichen Kristallorientierungen eine isotrope Ätzung mit Hilfe von sauren Lösungen Anwendung [123]–[125]. Für Laborzellen werden zum Teil auch Texturen verwendet, die durch Maskierungsschritte und nachfolgendes Ätzen, oder durch isotropes Plasmaätzen erzeugt werden. Wird eine Textur mit einer bezüglich Dicke und Brechungsindex angepassten Antireflexbeschichtung kombiniert, lässt sich die Reflexion des beschichteten Substrates (der Solarzelle) deutlich senken.

Die Verringerung der Reflexion durch eine Antireflexschicht basiert auf destruktiver Interferenz des reflektierten Lichtes von Silizium- und Antireflexschichtoberfläche. In diesem Kapitel wird das Vorgehen zum Finden eines optimalen Systems aus Antireflex-schichten und einer vorgegebenen Textur mit Hilfe optischer Simulationen erläutert und dessen Nutzen für Labor- und Industriezellprozesse diskutiert.

3 Lichteinkopplung in die Solarzelle

3.2 Optische Optimierung von Schichten und Schichtsystemen Für die optische Optimierung einer Solarzelle sind sehr viele Parameter in Betracht zu ziehen. Während unter Vernachlässigung der Absorption in der Antireflexschicht für eine Einfachschicht noch eine analytische Lösung für Dicke und Brechungsindex gefunden werden kann [126], ist dies für eine Doppelschicht schon nicht mehr möglich.

Daher wird hier ein numerischer Ansatz gewählt. Dieser basiert auf einer Exceldatei, die von Studenten im Rahmen der Vorlesung „Advanced silicon photovoltaics“ von Pietro Altermatt an der Leibniz Universität Hannover erstellt wurde. Die darin verwendeten Berechnungen basieren auf [98] und [99]. Die Exceldatei errechnet mittels Strahlverfolgung unter Einbeziehung einer gemessenen oder aus Standards ausgewählten internen Quanteneffizienz (IQE) die Stromdichte einer texturierten und mit bis zu zwei unterschiedlichen dielektrischen Schichten bedeckten Struktur. Als Lichtquelle können verschiedene Spektren eingestellt werden. Es wird bei den folgenden Simulationen immer von senkrechtem Lichteinfall ausgegangen.

Neben der Stromdichte werden auch Daten für Reflexion, Transmission und Absorption angegeben. Für viele bekannte Materialien sind Brechungs- und Absorptionswerte abrufbar hinterlegt, genauso können eigene Messungen verwendet werden. Mittels in Excel integrierter Funktionen lassen sich durch eine Maximierung der Kurzschlussstromdichte numerisch optimale Werte für Dicken und Brechungs-indizes der Antireflexschichten finden.

Da die Kurzschlussstromdichte und die offene Klemmenspannung über die Formel (1.25) miteinander verknüpft sind, ergibt sich für eine Änderung der Kurzschluss-stromdichte immer auch eine Änderung der offenen Klemmenspannung. Zusätzlich ist auch der Füllfaktor einer Solarzelle, indirekt über die offene Klemmenspannung, von der Kurzschlussstromdichte abhängig (siehe Formel (3.2)). Um bei hergestellten Solarzellen diese durch optische Einflüsse verursachten Änderungen von elektrisch verursachten Änderungen abgrenzen zu können, werden in der optischen Optimierung, zusätzlich zur Stromdichte, offene Klemmenspannung, Füllfaktor und Effizienz berechnet. Ein Abgleich der simulierten, rein optischen Effekte mit gemessenen Zellergebnissen ermöglicht es, so zusätzliche elektrische Gewinne oder Verluste zu identifizieren.

Um diese Größen zusammen mit den bisher aus der Exceldatei erhaltenen Daten zu bekommen, wird sie um einige Berechnungen erweitert. Unter Eingabe eines gemessenen Wertes j0 ergibt sich Voc nach (1.25)



 



 

 ln 1

j0

j q

V_oc kT ^sc . (3.1)

Nach Green [127] und [128] ergibt sich der Füllfaktor (FF) zu

   

_^

Der Füllfaktor ohne Einbeziehung von Widerständen (FF0) wird nach [129] wie folgt berechnet:

Der Wirkungsgrad der simulierten Struktur ergibt sich dann, nach Abzug des durch die Metallisierung abgeschatteten Bereiches von der Kurzschlussstromdichte, nach Formel (1.6).

Da in der Exceldatei bereits Reflexion und IQE angegeben sind, lässt sich leicht eine Externe Quanteneffizienz (EQE) berechnen. Für den Vergleich von zwei Schichtsystemen ergibt sich dadurch der Vorteil, dass ersichtlich ist, in welchem Wellenlängenbereich mit Zugewinnen an Stromdichte und wo mit Verlusten zu rechnen ist. Die Simulation berücksichtigt nicht die in Kapitel 2.4 beobachtete Verbesserung der Oberflächenpassivierung bei dickeren Schichten oder Doppelschichten.

3.3 Simulation von Doppelantireflexschichten

Für die optische Simulation und Optimierung von Schichten und Solarzelldaten mit der beschriebenen Exceldatei ist die Eingabe einiger Parameter notwendig. Für die IQE wird eine eigene Messung einer monokristallinen Cz-Si p-Typ Zelle mit selektivem Emitter (30 /sq und 80 /sq) verwendet (Cz-Si 2 cm, Volumenlebensdauer:

800 µs). Als Abschattungsanteil durch Metallkontakte werden 6% angenommen, was mit aktuellen Siebdruckverfahren möglich ist. Für die Berechnung des Füllfaktors wird ein Serienwiderstand von 0,6  und ein Parallelwiderstand von 5000  eingegeben (mit 2-Diodenmodell gefittete Messwerte von eigener Zelle). Die Textur wird mit zufällig verteilten Pyramiden angenommen und als Beleuchtung wird ein AM1,5g Spektrum bei senkrechtem Lichteinfall verwendet. Als Sättigungsstromdichte wird 400 fA/cm2 eingesetzt.

Abbildung 3.1 stellt in einem Kontourplot die daraus berechneten Effizienzwerte für SiNx:H-Schichtdicken von 0 bis 150 nm und SiO2-Schichtdicken von 0 bis 200 nm für eine Solarzellenstruktur dar. Der Plot, wie auch die in diesem Kapitel folgenden, ist aus 336 Einzelwerten interpoliert. Die SiO2-Schicht liegt dabei auf der SiNx:H-Schicht.

Brechungsindizes und Absorptionswerte der Dielektrika stammen aus eigenen

3 Lichteinkopplung in die Solarzelle

Ellipsometriemessungen der entsprechenden Schichten und werden für die Berechnungen wellenlängenabhängig berücksichtigt. Für die in diesem Kapitel gezeigten Simulationen sind exemplarisch die Brechungsindizes n=1,98 für SiNx:H und n=1,5 für SiO2 bei 630 nm Wellenlänge gewählt.

Abbildung 3.1: Dickenabhängige simulierte Effizienz einer pyramidentexturierten Solarzelle mit DARC bestehend aus SiNx:H (n=1,98) und SiO2 (n=1,5). Die SiO2-Schicht ist auf der SiNx:H-Schicht

aufgebracht. Die Simulation berücksichtigt nicht die Verbesserung der Oberflächenpassivierung.

Entlang der Achsen des Graphs lässt sich die schichtdickenabhängige Effizienz von Einzelschichten (SARC) ablesen. Hier ist deutlich eine starke Abhängigkeit der Effizienz von der Schichtdicke erkennbar. Beispielsweise ergibt eine nur 30 nm dicke SiNx:H-Schicht eine um mehr als 1%abs geringere Effizienz als eine einzelne Schicht optimaler Dicke (75 nm).

Für die Doppelschicht (DARC) ist die Abhängigkeit der Effizienz von der Schichtdicke deutlich geringer. Das zuvor beschriebene Beispiel mit 30 nm Schichtdicke für SiNx:H führt im Fall der Doppelschicht (mit 88 nm SiO2) zu nur 0,15%abs

Wirkungsgradverlust im Vergleich zu einer optimalen DARC. Abbildung 3.1 zeigt diese Insensitivität auch durch den sehr geringen Farbgradienten in der Mitte des Graphen innerhalb der schwarzen 20% Markierung. Bei Verwendung einer DARC ist die Anforderung an die genaue Einhaltung einer bestimmten Dicke und die Dickenhomogenität der Einzelschichten also deutlich geringer.

Für eine optimale DARC ergibt die Simulation mit einer Kurzschlussstromdichte von 38,6 mA/cm² und einer Effizienz von 20,14% einen Vorteil von 0,33 mA/cm² (+ 0,84% relativ) für die Stromdichte und 0,17%abs (+ 0,85% relativ) für die Effizienz im Vergleich zu einer optimalen SARC.

In Abbildung 3.2 ist eine Simulation der wellenlängenabhängigen Reflexion von Siliziumsubstraten mit unterschiedlichen Oberflächen und Doppel- sowie Einzelanti-reflexschichten aufgetragen. Die Grafik veranschaulicht den großen über den gesamten Wellenlängenbereich wirkenden Einfluss der Textur auf die Reflexion. Für die

20,00

0 40 80 120 160 200

0 20 40 60 80 100 120 140

Dicke SiO₂ [nm]

Dicke SiNx:H [nm]

18,23 18,61 18,99 19,38 19,76 20,15 Effizienz [%]

Schichtdicken der dargestellten SARC und DARC werden die zuvor als jeweiliges Optimum ermittelten Werte verwendet. Der Vorteil der DARC zeigt sich bei kurzen und langen Wellenlängen durch eine geringere Reflexion während um 550 nm eine leicht höhere Reflexion vorliegt.

Abbildung 3.2: Simulation der wellenlängenabhängigen Reflexion von Siliziumsubstraten mit

unterschiedlicher Oberflächenbeschaffenheit und Einfach- (SARC) bzw. Doppelantireflexschicht (DARC).

Es ist ein unendlich dickes Substrat angenommen (Rückseitenreflexion nicht berücksichtigt).

Abbildung 3.3 macht die wellenlängenabhängigen Unterschiede von einer optimierten Einzel- und Doppelschicht anhand einer simulierten externen Quanten-effizienz (EQE) deutlich.

Abbildung 3.3: Simulierte EQEs und deren Differenz sowie Transmission von optimaler Einfach- (SARC) und Doppelantireflexschicht (DARC) im Vergleich.

Während bei kurzen und langen Wellenlängen ein deutlicher Gewinn an Kurzschlussstromdichte durch verringerte Reflexion bei der DARC im Vergleich zur

400 600 800 1000 1200

0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7

Reflexion

Wellenlänge [nm]

Si poliert Si texturiert Si texturiert SARC Si texturiert DARC Si poliert SARC

400 600 800 1000 1200

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

EQE, Transmission

Wellenlänge [nm]

Transmission SARC Transmission DARC EQE SARC

EQE DARC Gewinn EQE Verlust EQE

3 Lichteinkopplung in die Solarzelle

SARC erwartet werden kann, sind zwischen 440 nm und 610 nm leichte Einbußen durch mehr Reflexion und damit weniger Transmission zu verzeichnen.

Die in Abbildung 3.1 dargestellte Grafik der berechneten Solarzelleffizienzwerte in Abhängigkeit von DARC-Schichtdicken ist in Abbildung 3.4 auf Solarzellenmodullevel, also für eine Verkapselung in Ethylenvinylacetat (EVA) gezeigt. Das EVA ist dabei als beliebig dünn angenommen, es wird also keine Absorption im EVA berücksichtigt.

Ebenso werden elektrische Änderungen und Widerstandsverluste vernachlässigt.

Abbildung 3.4: Dickenabhängige simulierte Effizienz einer pyramidentexturierten Solarzelle verkapselt in EVA mit DARC bestehend aus SiNx:H (n=1,98) und SiO2 (n=1,5) unter EVA. Die SiO2-Schicht ist auf der SiNx:H-Schicht aufgebracht. Die Simulation berücksichtigt nicht die Verbesserung der

Abbildung 3.4: Dickenabhängige simulierte Effizienz einer pyramidentexturierten Solarzelle verkapselt in EVA mit DARC bestehend aus SiNx:H (n=1,98) und SiO2 (n=1,5) unter EVA. Die SiO2-Schicht ist auf der SiNx:H-Schicht aufgebracht. Die Simulation berücksichtigt nicht die Verbesserung der

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