CN109983561B - 用于加工硅基光伏器件的方法 - Google Patents

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Abstract

本公开提供了用于加工硅基光伏器件的方法。具体来说，本公开涉及在制造光伏器件期间使用氢来钝化硅中的缺陷并解决光致劣化。本公开中的方法利用在中性或带电状态下生成并操纵氢以优化缺陷钝化。其中一些方法公开了使用热处理，利用子带隙光子照射硅中的电场或缺陷，来控制电荷或氢的状态，将氢移动至器件中的不同位置或将氢保留在特定位置处。

Description

用于加工硅基光伏器件的方法
技术领域
本发明总体上涉及用于制造光伏器件的方法。具体来说，本发明涉及在制造方法期间使用氢来钝化硅中的缺陷并解决因氢而造成的光致劣化。
背景技术
硅是用于制造现今商用光伏(PV)电池的主要半导体材料。大多数商用PV电池由单晶或多晶硅晶圆制造。通过例如在p型硅晶圆中扩散n型原子，在硅晶圆中形成p-n结。
遍及PV电池的电活性缺陷影响电荷载流子(carrier)的寿命，从而导致性能降低。这些缺陷可能与所用材(如硅晶圆)料的质量有关，或者可能在制造期间生成。
为了提高性能，利用氢来钝化电活性缺陷。许多出版物(如Herring,C,Johnson,NM&Van de Walle,CG 2001,Energy levels of isolation interstitial hydrogen insilicon,Physical Review B,vol.64)中都有很好的文献记载，氢可以在硅晶圆内采取多种形式。硅中的术语“氢”在文献中通常被用于完全涵盖，包括所有这些这种形式，包括分子氢和原子氢。氢钝化已经使用了数十年，以解决因一系列不同的电活性缺陷而造成的PV器件性能降低的问题。众所周知，氢需要采用“原子氢”的形式，才能成为在适当条件下与电活性缺陷键合以使其影响的活性物质最少甚或消除。另一方面，氢在处于分子形式时不是活性的，或者换句话说，氢是非反应性的。然而，在文献中也众所周知，硅内的这种分子氢与原子氢处于平衡状态，这意味着每当偏离平衡值时它都可以离解成原子氢，反之亦然。结果，当分子氢在硅内离解成原子氢时，它可以变换成其原子活性状态(Pritchard,RE,Tucker,JH,Newman,RC&Lightowlers,EC 1999,Hydrogen molecules in boron-dopedcrystalline silicon Semicond.Sci.Technol.vol.14.)。
原子氢因其反应性而可以相对容易地与缺陷键合，其中通常它保持稳定形式，因此导致这样的氢原子不再保持于活性状态，因此不再被分类为“原子氢”。例外的是当氢原子如针对已经在硅晶格内取代地键合的掺杂剂原子(dopant atom)(如磷(P)和硼(B))仅形成非常弱的键时。在这种情况下，氢原子如此弱地键合，使得氢原子可以容易地从这种掺杂剂原子中释放出来以恢复其活性状态。因此，它们仍然被认为是活性的并且被包括为“原子氢”。实际上，先前的发明利用掺杂剂原子的这些弱键来有效地“储存”硅内的氢，然后在需要时可以将其释放成其活性形式，如用于缺陷钝化等(Hallam et alia,2013,“Highconcentration doping in silicon”,Australian Patent Application 2014295816,National Phase of PCT/AU2014/050146)。换句话说，这涉及故意在硅内形成B-H键以有效地储存氢，使得可以在后续时间通过简单地破坏B-H键来将其用作硅内的原子氢的源，这可以发生在低至100℃的温度和甚至更低的温度下，其中照射能够将氢的多数电荷态改变成少数电荷态之一。
普遍认为，高效硅太阳能电池只能在已经具有高初始本体寿命的晶圆上实现，该晶圆显著没有限制性能的杂质或缺陷。
本领域需要能够更有效地利用原子氢来钝化硅内的许多类型的缺陷和污染物而不需要高质量硅材料的制造方法。
发明内容
氢钝化过程不可避免地在器件内保留残留的分子氢和原子氢。本申请人发现器件内的“原子氢”可能潜在地导致有害影响，如其中除了氢以外没有其它元素或物质的氢致复合(HIR)，增加接触电阻，其中氢与其它元素或物质相互作用以造成复合的氢激活复合(HAR)，以及光致劣化(LID)。出于本公开的目的，因此，术语“原子氢”将被用于包括在硅内有活性的所有形式的氢，并因此能够与其它物质反应以造成复合或与其它物质反应以消除复合。尽管只有原子氢可以直接造成所述有害影响(如有助于HIR)，但在本公开中，在“原子氢”下包括可以容易地转换成原子氢的所有形式的氢。硅中可以容易转换成原子氢的一些有很好文献记载的氢形式包括在非常低的温度下释放的弱键合氢，如与掺杂剂原子键合的氢(Herring,C,Johnson,NM&Van de Walle,CG 2001,Energy levels of isolationinterstitial hydrogen in silicon,Physical Review B,vol.64.)或者分子氢，每当原子氢浓度降到其分子氢的平衡值以下时，其很容易离解成原子氢(Pritchard,RE,Tucker,JH,Newman,RC&Lightowlers,EC 1999,Hydrogen molecules in boron-dopedcrystalline silicon Semicond.Sci.Technol.vol.14.)。
因此，每当考虑器件内“原子氢”的任务或作用时，必需考虑分子氢的浓度。例如，按给定温度和注入能级，每当局部原子氢降低到其平衡值以下时，分子氢就会离解成原子氢。在这种条件下离解的分子氢的量将是为恢复器件内该特定位置中的分子氢与原子氢之间的平衡浓度所需的量。然而，每当局部原子氢浓度针对给定温度随着分子氢增加到其平衡值之上时，一些原子氢将形成分子氢以恢复该平衡值。
作为与“原子氢”的这种定义有关的另一个例子是弱键合氢释放氢原子的地方(只要它们可能贡献钝化)，或者另选为原子氢可能造成的有害影响。例如，与磷掺杂剂键合的氢(P-H键)和与硼掺杂剂键合的原子氢(B-H键)只是弱键合，其中，文献很好记载了后两种类型的键相对容易被破坏以释放氢原子。实际上，先前的发明(Hallam et alia,2013,“High concentration doping in silicon”,Australian Patent Application2014295816,National Phase of PCT/AU2014/050146)故意在硅内形成B-H键以有效地储存氢，使得可以在后续时间通过简单地破坏B-H键来将其用作硅内的原子氢的源，这可以发生在低至100℃的温度和甚至更低的温度下，其中照射能够将氢的多数电荷态改变成少数电荷态之一。例如，在文献中经常公布，p型硅中的H+需要在照射下转换成H0，以便能够逃脱B-原子的静电力。另选地，文献中的其它论文推断出，由于静电排斥和H-与H0相比更长的寿命预期，因此，多数电荷态H+实际上必须转换成H-，以逃脱B-原子(Herring,C,Johnson,NM&Van de Walle,CG 2001,Energy levels of isolation interstitial hydrogen insilicon,Physical Review B,vol.64)。然而，正如将在本公开中所讨论的那样，任何这样的“原子氢”不仅有可能通过钝化缺陷来改善器件质量，而且有可能造成会劣化器件的电性能的负面影响。
普遍认为，高效硅太阳能电池只能在具有高初始本体寿命的晶圆上实现，该晶圆显著没有限制性能的杂质或缺陷。
根据第一方面，本发明提供了一种用于加工具有掺杂区的硅基光伏器件的方法，该方法包括以下步骤：
(a)设置包含氢的光伏器件；
(b)按下述方式对所述器件的至少一部分进行热处理：氢朝着至少一个掺杂区迁移，使得所述至少一个掺杂区内的氢浓度增加到氢造成光致劣化的最小氢浓度以上；
(c)按下述方式处理所述器件的至少一部分：所述至少一个掺杂区内的原子氢浓度下降至预定浓度以下；所述预定浓度是氢在该区中造成光致劣化的最小原子氢浓度；
其中，进行步骤(b)以使氢原子分布在所述至少一个掺杂硅区内，并进行步骤(c)，以使氢迁移出所述至少一个掺杂硅区。
在实施方式中，步骤(c)按下述方式执行：所述至少一个掺杂区内的氢浓度下降至预定浓度以下；所述预定浓度是氢造成光致劣化的所述最小氢浓度。
在实施方式中，步骤(b)按下述方式执行：所述至少一个掺杂区内的氢浓度变得比该区的掺杂浓度高至少10％。
在实施方式中，步骤(b)按下述方式执行：所述至少一个掺杂区内的氢浓度变得因氢致复合而发生载流子复合。
在实施方式中，可以将过程(a)和(b)组合成单个过程。
在实施方式中，可以将过程(b)和(c)组合成单个过程。
在实施方式中，可以将过程(a)和(b)和(c)组合成单个过程。
在实施方式中，步骤(b)包括以下步骤：按至少一部分带电氢原子变为中性氢原子的方式，将所述器件的至少一部分暴露至能量低于所述至少一个掺杂硅区处的硅带隙的光子。在实施方式中，步骤(c)包括以下步骤：按下述方式处理所述器件的至少一部分：所述至少一个掺杂区内的氢原子浓度下降，以降低因该区中的氢所造成的光致劣化的水平。在步骤(b)期间，所述至少一个掺杂硅区的温度维持在80℃以上。
在实施方式中，所述至少一部分带电氢原子由带负电氢原子构成，并且所述光子的能量使得所述光子可以被所述带负电氢原子吸收。
在实施方式中，所述光子的能量处在0.4eV到1.12eV之间。在另一实施方式中，所述光子的能量处在0.85eV到1.1eV之间。
在实施方式中，所述方法还包括以下步骤，在步骤(b)之前，将所述器件的所述至少一部分暴露至光子，以按增加带负电原子氢的生成率的方式来调节所述器件中的载流子注入。
在实施方式中，氢的中性电荷态的部分增加作用为改善所述硅内或硅表面处的缺陷的钝化。
在实施方式中，所述方法还包括以下步骤：在步骤(b)期间调节光子的强度，以便限制所述器件中的电荷载流子的生成并且限制中性原子氢和带负电原子氢到带正电状态的转变率。
在实施方式中，光子的强度可以低于1mW/cm2。当所述至少一个掺杂区内的氢原子浓度比该区的掺杂浓度高10％到50％之间时，光子的强度小于1mW/cm2。
在实施方式中，所述用于加工硅基光伏器件的方法还包括以下步骤：
(e)形成至少一个氢阱(sink)区，该至少一个氢阱区被设置成从所述器件的其它区域吸引原子氢；并且其中，步骤(c)按下述方式来执行：氢朝着所述氢阱区迁移出所述至少一个掺杂硅区，以使所述至少一个掺杂区内的氢原子浓度下降至所述预定掺杂浓度以下。
在实施方式中，所述氢阱区横贯所述器件的背面延伸。所述氢阱区可以包括穿过所述器件的本体区(bulk region)设置的多个氢阱。
在实施方式中，步骤(e)包括以下步骤：与硅形成熔融共晶以形成氢阱。与硅形成熔融共晶的步骤包括以下步骤：在p型硅区上淀积金属，并将该区加热至高于金属共晶温度的温度，以在所述器件的背面附近形成熔融阱区。所述金属可以包括铝，并且可以将该区加热到至少577℃的温度。
在实施方式中，所述用于加工硅基光伏器件的方法还包括以下步骤，在淀积金属之前，在所述p型硅区上淀积介电质层，利用激光对所述介电质层构图，随后，按下述方式将所述金属淀积到所述介电质层上：与所述介电质层的构图部分相对应地在所述金属与所硅之间形成电触点。
在实施方式中，将该区加热在3秒到10秒之间的时段。
在实施方式中，步骤(e)包括利用激光施加局部热以熔融硅部分并且形成氢阱。利用激光施加局部热的步骤包括以下步骤：按下述方式脉冲化所述激光：所述硅按激光频率熔融并凝固，以形成针对氢原子的连续阱区。
在实施方式中，所述用于加工硅基光伏器件的方法还包括以下步骤，
(g)在所述硅中形成这样的区域：该区域具有比用于制造所述光伏器件的硅晶圆的平均晶体缺陷浓度高的晶体缺陷浓度；该区域被设置成从所述器件的其它区域吸引原子氢；并且其中，步骤(c)按下述方式来执行：氢朝着具有比平均晶体缺陷浓度高的晶体缺陷浓度的区域迁移出所述至少一个掺杂硅区，以使所述至少一个掺杂区内的氢原子浓度下降至所述预定掺杂浓度以下。
在实施方式中，具有比平均晶体缺陷浓度高的晶体缺陷浓度的区域横贯所述器件的背面延伸。该区还包括遍及所述器件的本体区设置的多个缺陷区。
在实施方式中，步骤(g)包括以下步骤：粗糙化或破坏硅材料，以增加晶体缺陷密度，还增强该效果。在实施方式中，粗糙化或破坏硅材料的步骤包括化学纹理化(texturing)的步骤。在另一实施方式中，粗糙化或破坏硅材料的步骤包括以下步骤：对所述硅进行热处理以产生热梯度或热膨胀失配。在另一实施方式中，粗糙化或破坏硅材料的步骤包括以下步骤：利用激光以光的方式破坏所述硅。在另一实施方式中，糙化或破坏硅材料的步骤包括以下步骤：以机械方式研磨或弯曲所述晶圆。
在实施方式中，步骤(g)包括以下步骤：在所述硅的表面上生成应力并在所述硅中造成位错或层错。
在实施方式中，所述硅基光伏器件是多晶器件，并且所述方法还包括以下步骤：选择多晶硅晶圆，该多晶硅晶圆具有比用于制造光伏器件的多晶硅晶圆的平均晶体缺陷浓度高的晶体缺陷浓度。
在实施方式中，步骤(c)使得所述至少一个掺杂硅区处的至少一部分带电氢原子变为中性氢原子。
在实施方式中，所述至少一个掺杂硅区是p型区并且步骤(c)使得至少一部分带负电氢原子移离所述至少一个掺杂硅区。
在实施方式中，所述至少一个掺杂硅区包括所述硅的表面区或硅/介电质界面。
在实施方式中，在步骤(c)期间，氢原子从所述硅的表面区或硅/介电质界面朝着所述硅的本体区迁移。
在实施方式中，步骤(c)包括以下步骤：按至少140℃，或优选180℃，或更优选220℃的温度对所述光伏器件进行退火。
在实施方式中，在步骤(c)期间，所述器件的所述至少一部分处的电活性缺陷被迁移至该部分的氢原子钝化。
在实施方式中，步骤(b)包括以下步骤：按至少50℃温度对所述光伏器件进行退火。
根据第二方面，本发明提供了一种用于加工具有掺杂区的硅基光伏器件的方法，该方法包括以下步骤：
(a)设置包含氢的光伏器件；
(b)按下述方式对所述器件的至少一部分进行热处理：氢朝着至少一个掺杂区迁移，使得所述至少一个掺杂区内的氢浓度增加到氢对该区的电特性造成劣化的最小氢浓度以上；
(c)按下述方式横跨所述器件的至少一部分施加电场：通过所述电场将带电氢原子驱离所述至少一个掺杂硅区；
其中，进行步骤(b)以使氢原子分布在所述至少一个掺杂硅区内，并进行步骤(c)，以使氢迁移出所述至少一个掺杂硅区。
在实施方式中，在步骤(b)期间，所述至少一个掺杂区内的氢原子浓度变得该区处的氢致复合影响所述器件的性能。
在实施方式中，步骤(c)还包括以下步骤：横跨所述器件施加正向偏压电场，以促使带电原子氢漂离具有高原子氢浓度的区域。
在实施方式中，按如下方式执行步骤(c)：带负电氢原子漂离所述器件的p型区，而带正电氢原子漂离所述器件的n型区。
在实施方式中，按如下方式执行步骤(c)：带负电氢原子从所述硅的第一区漂移至所述硅的第二区；所述第一区具有足以生成进一步的带负电氢原子的间隙原子氢浓度，而所述第二区具有不足以生成进一步的带负电氢原子的间隙原子氢浓度。在这个步骤中，使将改变电荷态而成为带正电氢原子的带负电氢原子的量最少。在实施方式中，按有限的一段时间执行步骤(c)；所述有限的一段时间不足以使改变了电荷态而成为带正电氢原子的带负电氢原子到达所述硅的所述第一区。
在实施方式中，在步骤(c)期间，所述电场的强度逐渐降低。
在实施方式中，按第一时段施加第一强度的电场，并且按第二时段施加第二强度的电场。
在实施方式中，在步骤(c)期间，所述电场是脉冲场，并且施加所述电场，使得当所述电场开启时，所电场向所述带负电原子氢施加力，而当所述电场关闭时，注入能级减小，以使带正电原子氢转变回带负电状态。
根据第三方面，本发明提供了一种用于加工具有掺杂区的硅基光伏器件的方法，该方法包括以下步骤：
(a)按下述方式将所述器件的至少一部分暴露至氢原子：氢原子朝着至少一个掺杂区迁移，并且所述至少一个掺杂区内的氢浓度变得至少与该区的掺杂浓度相同；
其中，按下述方式，在将所述器件的所述至少一部分暴露于氢的同时进行退火：所述至少一个掺杂区内的至少一部分带电原子氢变为中性氢原子。
在实施方式中，所述至少一个掺杂区内的氢浓度变得比该区的掺杂浓度高至少10％。所述至少一个掺杂区内的氢浓度变为这样，以确定在该区内费米能级的位置，并且所述费米能级的位置使得所述部分中的中性原子氢的生成率快于所述部分中的带电子氢的生成。
在实施方式中，在步骤(a)期间，按至少50℃，或优选100℃的温度对所述器件的所述至少一部分进行退火。
在实施方式中，在步骤(a)期间，按300℃到400℃的温度对所述器件的所述至少一部分进行退火，使得所述部分中的费米能级导致中性原子氢的生成最大化并且所述中性原子氢漂离所述部分。
在实施方式中，所述部分的温度在2分钟到5分钟之间的时段中逐渐下降。
在实施方式中，将所述退火过程执行预定时段，以使在所述器件暴露至氢原子的同时所述器件的生成中性原子氢的所述至少一部分横跨所述器件扩展；所述方法还包括以下步骤：基于生成中性原子氢的所述部分的最终尺寸和所述退火温度来选择所述预定时段。
在实施方式中，所述硅基光伏器件是多晶器件，并且所述至少一个掺杂区包括具有高密度晶界或晶体缺陷的区域。
在实施方式中，所述用于加工具有掺杂区的硅基光伏器件的方法还包括步骤(b)：按如下方式以至少50℃的温度对所述器件的至少一部分进行退火：中性原子氢迁移出所述至少一个掺杂硅区并且所述至少一个掺杂区内的氢原子浓度下降至该区的掺杂浓度以下。
在实施方式中，在步骤(b)期间，将至少50℃的温度维持至少1秒。
在实施方式中，在步骤(b)期间到达所述器件的、能够在所述器件中生成电子-空穴对的光子的总能量：
当所述至少一个掺杂区内的氢原子浓度至少与该区的掺杂浓度相同时，最多为0.01mW/cm2；
当所述至少一个掺杂区内的氢原子浓度比该区的掺杂浓度高至少一个数量级时，最多为0.1mW/cm2；以及
当所述至少一个掺杂区内的氢原子浓度比该区的掺杂浓度高至少两个数量级时，最多为1mW/cm2。
在实施方式中，所述至少一个掺杂硅区是p型区，并且步骤(b)使得至少一部分带负电氢原子远离所述至少一个掺杂硅区扩散。
在实施方式中，所述至少一个掺杂硅区包括所述硅的表面区或硅/介电质界面。
在实施方式中，在步骤(b)期间，氢原子从所述硅的表面区或硅/介电质界面朝着所述硅的本体区迁移。
在实施方式中，步骤(b)包括以下步骤：按至少140℃，或优选180℃，或更优选220℃的温度对所述光伏器件进行退火。
在实施方式中，在步骤(a)期间，所述器件的所述至少一部分处的电活性缺陷被迁移至所述部分的氢原子钝化。
根据第四方面，本发明提供了一种用于加工硅基光伏器件的方法，该光伏器件包括：
第一硅掺杂区，该第一硅掺杂区的掺杂浓度低于掺杂阈值；
第二硅掺杂区，该第一硅掺杂区的掺杂浓度高于所述掺杂阈值；以及
介电质区；
其中，所述第一掺杂区、所述第二掺杂区以及所述介电质区包含已经在氢化步骤期间引入的原子氢；氢浓度为至少1e16个原子/cm3；
其中，所述方法包括以下步骤：按下述方式处理所述器件：原子氢遍及所述器件重新分布，并且所述第一掺杂区和所述第二掺杂区处的原子氢浓度下降至1e16个原子/cm3以下。
在实施方式中，处理所述器件的步骤使得在光浴(light-soaking)期间或在以后的现场工作期间的光致劣化减少或消除。
在实施方式中，处理所述器件的步骤使得整个器件的原子氢浓度下降至1e16个原子/cm3以下。
在实施方式中，处理所述器件的步骤使得所述第一硅掺杂区和所述第二硅掺杂区内的氢原子浓度变得该区处的氢致复合不再影响所述器件的性能。
在实施方式中，处理所述器件的步骤使得所述第一硅掺杂区和所述第二硅掺杂区内的氢原子浓度变得低于1e15个原子/cm3。
在实施方式中，处理所述器件的步骤使得所述介电质区内的氢原子浓度最小，以减少或消除在光浴期间或在以后的现场工作期间的光致劣化。
在实施方式中，所述介电质区内的氢原子浓度充分降低，使得当所述器件在黑暗中以250℃进行退火达10分钟并执行光浴过程时，在标准测试条件下，所述器件的开路电压性能劣化小于2％。
在实施方式中，所述介电质区内的氢原子浓度充分降低，使得当所述器件在黑暗中以250℃进行退火达10分钟并执行光浴过程时，在标准测试条件下，所述器件的开路电压性能劣化小于1％。
在实施方式中，所述介电质区内的氢原子浓度充分降低，使得当所述器件在黑暗中以150℃进行退火达5小时并执行光浴过程时，在标准测试条件下，所述器件的开路电压性能劣化小于2％。
在实施方式中，所述介电质区内的氢原子浓度充分降低，使得当所述器件在黑暗中以150℃进行退火达5小时并执行光浴过程时，在标准测试条件下，所述器件的开路电压性能劣化小于1％。
在实施方式中，处理所述器件的步骤使得所述第一硅区和所述第二硅区内的氢原子浓度充分降低，以使当执行光浴过程时，在标准测试条件下，所述器件的效率劣化小于3％。
在实施方式中，处理所述器件的步骤使得所述第一硅区和所述第二硅区内的氢原子浓度充分降低，以使当执行光浴过程时，在标准测试条件下，所述器件的效率劣化小于2％。
在实施方式中，处理所述器件的步骤使得所述第一硅区和所述第二硅区内的氢原子浓度充分降低，以使当执行光浴过程时，在标准测试条件下，所述器件的效率劣化小于1％。
在实施方式中，处理所述器件的步骤使得原子氢按顺序从所述介电质区移至所述第二硅区然后移至所述第一硅区。
在实施方式中，处理所述器件的步骤包括以下步骤：按至少140℃，或优选180℃，或更优选220℃的温度对所述光伏器件进行退火。
在实施方式中，所述掺杂阈值为1e17个原子/cm3。
附图说明
根据下面参照附图，仅通过示例的方式对本发明实施方式的描述，本发明的特征和优点将变明显，其中：
图1是典型商用钝化发射极后电池(PERC)太阳能电池的示意性表示图；
图2(a)示出了用于晶体硅的能带图，示出了与氢相关能量转变相对应的能级；图2(b)示出了根据费米能级(EF)(相对于中间隙(mid-gap)能级Em)和温度两者的份额(fractional)H0浓度的标绘图；
图3示出了如文献中报道的根据EF的硅中间隙氢原子的份额电荷态的标绘图；
图4示出了当氢原子进入后部的轻掺杂p型硅表面时PERC电池的开路电压，最初钝化缺陷但随后导致复合增加。
图5至图10示出了根据实施方式的为加工PV器件所需步骤的流程图；
图11是示出根据暴露至激光的时间的有效寿命的相对变化的标绘图；
图12是典型p型硅PV电池的一部分的示意性表示图，示出了原子氢和分子氢可以积聚(accumulate)的三个区域；以及
图13是p型PERC硅太阳能电池的一部分的示意性表示图，示出了分子氢和原子氢可以积聚的三个区域的近似位置；以及
图14至图30是根据实施方式的用于加工PV电池的装置的表示图。
具体实施方式
本发明的实施方式涉及光伏领域和高效PV器件的制造。具体地，实施方式涉及制造过程的并入以解决在氢钝化之后由器件中存在的残留氢原子所造成的问题。
本公开有关所有晶体硅和多晶硅太阳能电池，其通过从一个或更多个外部氢源扩散或注入或驱动氢进入硅材料来利用缺陷的氢钝化和/或复合。
本文所述过程允许残留原子氢的稳定键合或分散，特别是从器件的可能造成性能劣化的区域去除残留原子氢。
本公开专注于硅太阳能电池。然而，本文所公开的技术可以应用于非硅基的其它器件，例如，CZTS器件、CIGS器件、CdTe器件、GaAs器件或Ge器件。
HIR例如发生在器件的轻掺杂区中，因此可以通过将来自这些相对高浓度区域的原子氢分散至不易受HIR影响的低浓度区域来消除。为了防止LID，积聚的原子氢(如来自介电质层或硅内的任何内部氢源(如来自重掺杂区、离解分子氢、来自键合位点(如与硼和磷原子键合的位点)的释放原子氢))还需要去除或大大降低浓度，以防止这些氢在器件运行期间随后扩散到可能发生HIR的轻掺杂区中。本公开专注于通过去除或减少残留原子氢的源和浓度来解决在p型多晶硅钝化发射极后电池(PERC)太阳能电池中特别普遍的对应形式的LID。这包括在任何含氢介电质层、任何积聚分子氢以及其中氢可以积聚而不会导致HIR的任何重n型掺杂区内，远低于氢钝化器件存在的能级。这种能级要充分降低，使得来自这些源的其余原子氢的转移不足以造成电池效率的显著劣化。
在某些情况下，硅内的原子氢有可能充当催化剂以诱导来自导带(CB)的电子与来自价带(VB)的空穴的复合。当自由电子浓度和空穴浓度都相对较高时，这在轻掺杂硅中是重要的。如何发生这种情况的一个例子是由于带负电氢原子H-通过与来自VB的空穴相互作用(组合)而释放出电子，并且这样做，失去它们的带电状态变为中性H0。然而，这种带中性电H0原子可以类似地从CB接收电子以变回负电荷态H-。通过这种方式，H-充当催化剂，有效地激活来自CB的电子与来自VB的空穴的复合。这个过程连同硅内仅涉及氢而不涉及任何其它元素或缺陷的任何其它复合过程被称为氢致复合(HIR)。
利用H+可以发生等价反应，借此，从CB接收电子以生成H0，随后，H0接着与来自VB的空穴组合以变换回H+。然而，这些等价反应对性能的影响较小，因为不需要来自VB的空穴将H0变换成H+，由于这种能量转变很小，以致于H0自动离子化。换句话说，H0中的单电子被如此弱地键合，以致于只需要少量的热能(大约0.16eV)就可以将H0变换成H+，使得H0与来自VB的空穴之间的反应相对不利。
在常见的PV电池设计中，在通常超过1e15个原子/cm3的所有区域中，n型区和p型区都是非常重掺杂的有意掺杂。在这种重掺杂p型硅中，几乎所有的原子氢都处于正电荷态，而无法对HIR做出贡献。这符合在Herring,C,Johnson,NM&Van de Walle,CG 2001,Energylevels of isolation interstitial hydrogen in silicon,Physical Review B,vol.64中提供的分析。
比较起来，在重掺杂n型硅中，负电荷态下原子氢的份额会非常高，但由于缺少与H-组合以变换成H0的空穴，而再次无法对HIR做出显著贡献。因此，有限且简单的分析将推断出，HIR只能在p-n结邻域中的微小体积中发生，其中掺杂剂的补偿可以导致足够低的净掺杂，如果原子氢浓度足够高，则可以导致HIR。然而，即使在这种情况下，也可以推断出，这样的体积将是如此之小，以致于永远不会对HIR造成严重问题。
下面，参照图1，图中示出了使用p型Cz晶圆的典型商用PERC太阳能电池的示意性表示图，该晶圆的背面被AlOX介电质层钝化，并且在随后的热过程期间被SiNX层覆盖，该SiNX层充当氢源。
在热激活氢化过程期间原子氢释放到p型硅晶圆的表面中能够帮助钝化AlOX/Si界面，如通过捆绑悬空键并防止它们参与复合过程。然而，为了遍及包括钝化表面的整个器件来实现最有效的氢钝化缺陷和污染物，有利的是，确保引入器件或硅晶圆中的氢的量大大超过在钝化过程期间最终与所有缺陷键合的实际量。这是因为氢原子具有有限的扩散率，并且需要钝化的缺陷浓度遍及每个器件和结构类型通常有显著变化。而且，对于较高比率的间隙氢原子与需要钝化的缺陷来说，钝化速率大大增加。
实际上，有利的是，氢浓度显著超过器件某些区域的局部掺杂达至少10％，从而导致由氢致复合(HIR)的生成而生成的对应短期负面影响。
在本公开中，对原子氢或单原子氢或间隙氢的引用意图是等同的。这旨在不仅包括间隙氢原子(原子氢或能够容易离解的分子氢)，而且包括可以充当掺杂剂的弱键合氢原子，其因此可以有助于建立可以导致LID的所述条件，如弱键合至硼掺杂剂(在硅晶格中取代地键合的B-原子)或其附近以钝化它的那些，因此，有效地充当供体掺杂剂，其通过防止其充当受体掺杂剂而使对应硼原子无效(钝化)，从而有效地使其失活。
在这种情况下，提供相对少量的热能(通过将硅加热到至少140℃，优选为至少180℃，理想地高于220℃)将热破坏与氢原子的键(即，钝化B-)，如果它能够逃脱来自B-原子的静电吸引，则使其返回至正电荷态H+，从而导致扩散率增加。
新一代高效PV器件越来越重视本体和表面钝化，特别是背面(如在PERC电池中)。原子氢钝化这些缺陷的能力是几十年来众所周知的，但对新一代高效器件的重要性似乎在日益增加。这对于降低总器件暗饱和电流是必要的，因此有助于增加电压。然而，由于半导体材料的不连续性，表面通常可以是造成复合(增加的暗饱和电流)的活性缺陷的主要源(如通过悬空键)。几十年来的工作一直专注于通过以下步骤来减少这种表面复合：淀积或生长表面介电质层以降低表面状态密度(如由悬空键造成的)，利用原子氢来进一步钝化这种表面状态，增加表面处的掺杂以减少表面态区域中的少数载流子浓度，利用静电效应(如通过在一个或多个表面涂层内使用电荷来弯曲表面附近的能带，以得到类似于增加表面掺杂的效果)，利用被选择成也在半导体表面处生成能带弯曲的更宽带隙材料涂覆半导体表面，从而减少界面处的复合，并且在表面处使用厚的重掺杂区，其将表面区与来自电池的活性部分的任何相关联的缺陷电隔离。
文献中的报告和发现似乎普遍认为，对否则会有助于本体或表面复合的缺陷的氢钝化是表面钝化的有利组分。
令人惊讶的是，本申请人已经发现，由于硅内的氢原子可以充当掺杂剂(供体还是受体取决于EF)，因此，残留氢在PV器件中的作用更加复杂。例如，当H0转变成H+时，其将电子释放到CB中，并因此充当供体。比较起来，如果H0转变成H-，那么其从CB中去除电子(或等价地向VB添加空穴)，并因此充当受体。例如，如果考虑图1的钝化发射极和后部电池(PERC)的典型硅太阳能电池结构，那么两个表面上的介电质都可以含有氢，因此充当针对硅的原子氢源。如果首先考虑H0原子进入PERC太阳能电池的顶部n型表面的情况，那么由于这种n型区非常重掺杂有供体原子(donor atom)(如磷，通常峰值达到1e20个原子/cm3以上)，H0将转变成H-，并因此充当受体。这样的H-原子具有通常比H0小几个数量级的扩散率，因而随着增加量的原子氢从介电质释放到硅顶表面中，存在这样的H-在重掺杂n型层内积聚的趋势。然而，由于n型层非常重掺杂，因此，即使非常大量的原子氢进入n型层的表面，局部原子氢浓度也不太可能接近有意的n型掺杂剂，因而，作为间隙原子保留的所有这些氢将处于负电荷态，并因此充当受体以对有意的n型掺杂剂进行反掺杂。如果原子氢原子的局部浓度接近有意的n型掺杂剂的浓度，那么硅将有效地变得充分轻掺杂，从而导致显著水平的HIR。考虑到n型区的重掺杂程度，在正常情况下，这在典型的PERC电池中是不太可能的。相反，这种原子氢将简单地在n型发射极内积聚为H-，除非发现将H-转换成具有更高扩散率的H0的机制，该扩散率将允许其从这样的积聚区域扩散至具有低浓度原子氢的其它区域，并最终扩散至其中可以发生HIR或HAR的轻掺杂硅。例如，无论所使用的晶圆是轻掺杂p型还是n型，这都适用。在任一种情况下，通过照射增加注入能级将自然地增加重掺杂n型区中的H0浓度，并允许H0氢扩散至低浓度区域。这又将允许额外的分子氢离解成原子氢以恢复分子氢与原子氢之间的平衡。继续这种照射可以最终导致足够的氢到达可以发生HIR或HAR的轻掺杂p型或n型区，本身表现为LID。
事实上，本申请人甚至已经发现，在现场运行期间，照射以相同的方式增加注入能级，这又显著增加了H0份额。这有利于n型区中的一些积聚的H-扩散至结邻域中的更轻掺杂的区域，使HIR和/或HAR可能增加并表现为光致劣化(LID)。特别是对于HIR的情况，移动到结的p型侧上的轻掺杂材料中的H0将变换成H+，从而充当供体原子并反掺杂有意的p型掺杂剂。这造成有效的p型掺杂减少。如果H0继续流入该区域，那么反掺杂继续进行，直到所有p型掺杂剂被充当供体的H+原子中和或者被直接键合至负电荷p型掺杂剂(在硅晶格内取代地键合的)的H+原子钝化，或两者的组合。在任一情况下，硅材料有效地起到本征硅的作用，但H0继续流入该区域中仍将导致大部分额外氢原子进入正电荷态，并因此仍然充当供体。这造成平衡中的EF继续上升，将材料转换成轻掺杂n型，直到EF达到中间隙以上约0.16eV，其后，所有额外氢原子中大约一半变成H-，并且大约一半变成H+，因此将EF维持在大约这个值。
这样生成的显著份额的原子氢，作为与针对该区域中的硅的低有效掺杂浓度相组合的H-为实质水平的HIR创造条件，并且对应地显著减少少数载流子寿命。对于在现场运行的PERC电池，这样生成的HIR和少数载流子寿命的对应劣化，本身表现为LID，并且对应地显著降低了开路电压和效率，并且在较小程度上，降低了光生电流损失。填充因子(FF)也可能下降一点，因为电荷态份额的注入能级依赖性是由于试图将EF移位得更靠近中间隙而增加的注入能级所导致的。
图2(a)示出了用于晶体硅的能带图，具有与氢相关能量转变相对应的能级。
当氢原子处于带有两个电子的负电荷态(H-)时，在室温下去除这两个电子中的一个以将H-转换成中性电荷态(H0)需要大约0.6eV的能量。在针对硅的能带图上，该转变因此具有比导带低大约0.6eV的能级H(-/0)。
这基本上意味着，针对给定氢原子，如果H(-/0)能级被电子占据，那么它处于负电荷态H-，而如果H(-/0)是空的，那么它处于中性电荷态H0。比较起来，它只需要大约0.16eV的能量来去除相对弱键合至核的第二个电子，以将H0转换成H+。在针对硅的能带图上，该转变因此具有比导带(CB)低大约0.16eV的能级H(-/0)，如图2中所示。因此，H0可以如所描述的那样转变成H+，或者代之以来自CB的电子以转变为H-，针对这些转变的相对概率由针对硅的EF确定，而硅又由一系列因素(包括硅的净掺杂浓度、注入能级、温度、任何局部电场(如经由表面层中存在的静电电荷)或外加电场等)确定。
例如，如果EF比H(0/+)更接近H(-/0)，那么H(-/0)能级被占用，以给出H-的概率小于1减去H(0/+)被占用所给出的H+的概率。这相当于说在这个EF，H0转变成H+的概率高于转变成H-的概率。然而，如果EF比H(-/0)更接近H(0/+)，则相反发生，并且H0转变成H-的概率高于转变成H+的概率。因此，当EF在H(-/0)到H(0/+)之间的中途时，这样的条件自然会导致H-的浓度超过H+的浓度，正如预期浓度大致相等的那样，取决于促使这些转变所涉及的电子和空穴的相应捕获截面，如果存在一些不对称性，则可能导致小的偏移。存在将H0转变成H+或H-的相等概率(其皆给出粗略相等的浓度)的费米能级在此定义为H(+/-)，并且在硅中被认为发生在低于CB的0.4eV处，如图2中基于文献分析所示。换句话说，费米能级确定了H0转变成H+或H-的概率，并因此确定了相应氢电荷态的份额。当H0转变成H+时，其将电子释放到CB中，并因此充当供体原子。相反地，H0转变成H-从CB中去除电子(或等价地在价带(VB)中添加空穴)，因此也充当掺杂剂原子，在这种情况下，它是受体原子。
最终结果是在p型硅中，其中EF远低于H(+/-)，H0将优先变换成H+，因为在这样的费米能级下H+的份额大大超过室温下处于平衡的H-的份额。当H0变换成H+时，它将电子释放到CB中，并因此充当反掺杂或补偿p型掺杂的供体。重要的是，这移位了EF。本申请人首先认识到，间隙氢的电荷态在作为掺杂剂方面所具有的强烈影响以及随之对EF的影响，其接着又影响氢的份额电荷态浓度。具体地，额外的间隙氢将始终进入所需电荷态，以充当为将EF向能级H(+/-)移位所需的极性的掺杂剂，在该能级所有额外的H0将以粗略相等的比例变换成H+和H-，以便将EF维持在H(+/-)。足够的氢(借此，其浓度超过背景掺杂浓度)因此将总是倾向于将EF推向H(+/-)能级，从而导致任何额外的氢原子具有粗略相等的概率成为H+或者H-。
图2(b)进一步强调了以所述的方式控制费米能级(EF)的重要性，其以图形方式示出了EF的重要性和温度的重要性两者。例如，在商用晶圆的典型p型硅中，EF接近价带(VB)，并且图2(b)示出了H0在300degK时降低了接近10个数量级，而EF在其最佳值时的H(+/-)大约为中间隙之上的0.16eV。应注意到，为了以热方式实现相同类别的份额H0浓度，同时处于只能通过在1e16个原子/cm3邻域掺杂的p型晶圆(即，没有间隙单原子氢充当掺杂剂)确定的EF，温度通常需要升高500℃。理想情况下，除了使用足够的间隙(和/或单原子)氢来实现所需EF以供最大化H0生成之外，从图2(b)可以看出，将温度升高至少50℃，优选100℃，以进一步有利地增加H0的份额。或许同样重要的是，这种温度增加显著增加了H0的扩散率，使其能够更容易地遍及硅移动，同时比处于其它电荷态更具反应性。份额H0的这种大量增强与氢源中适当大浓度的单原子氢的可用性相组合，大大增强了氢钝化的有效性。
图3示出了如文献中报道的根据费米能级的硅中间隙氢原子的份额电荷态的标绘图。
在半导体表面邻域甚或在半导体内更深处的原子氢浓度远高于硅的局部掺杂浓度的极端情况下，氢的大浓度的负(H-)电荷态和正(H+)电荷态两者共存。除了上面对此的解释之外，这些结论可以通过组合与硅中充当掺杂剂的间隙氢原子有关的理论以及所提供的背景理论而得出，所提供的背景理论涉及根据处于平衡的EF来计算针对硅中氢原子的份额电荷态，如图3中所示。在表面附近(甚或在硅内更深处)的H-的这种局部积聚生成了复合的额外组分，因为带中性电氢原子(H0)从导带接收电子以生成带负电氢原子(H-)，而带负电氢原子与空穴相互作用，以通过生成中性电荷氢原子来完成复合过程。以这种方式，氢原子在充当催化剂以诱导或触发来自CB的电子与来自VB的空穴的有效复合。
图4示出了当氢原子进入后部的轻掺杂p型硅表面时PERC电池的开路电压，最初钝化缺陷但随后导致复合增加。
在器件背面的背景下，在氢钝化过程期间，因为氢原子进入硅晶圆的背面，其在这个例子中是轻掺杂p型。在时段t1期间获得开路电压的对应改善，在时段t2期间饱和，其中，通过间隙氢继续流入p型PERC的背面而几乎没有进一步的增益。
然而，如上所述，本申请人已经认识到，太阳能电池背面区中的过剩间隙氢原子充当掺杂剂，以反掺杂硅的局部掺杂，并且无效化因静电效应而造成的导带的任何带弯曲。对于图1中的PERC器件的情况来说，后硅表面是p型，其中，后介电质中的静电电荷起作用以使背面与更重掺杂的p型硅同等地起作用，因此，导致进入正电荷态(H+)并充当反掺杂硅中的现有p型掺杂剂的供体的局部间隙氢原子，和来自AlOX层的诱导静电效应。在低浓度(远低于通常1e16个原子/cm3的局部硅掺杂)，反掺杂对背面钝化的影响最小。因此，在时段t2期间，Voc发生微小变化，因为间隙氢既不能通过缺陷钝化改善材料质量，也不会通过硅的反掺杂生成显著问题。
然而，如果间隙氢原子继续流入硅晶圆的表面，那么在氢化过程期间不然在晶圆暴露于的任何其它后续条件期间，氢浓度有可能增加到与背面硅的局部p型掺杂相当的程度，从而导致净掺杂在时段t3期间显著下降。如图4所示，表面处净掺杂的减少可导致在时段t3期间Voc下降，从而随着净掺杂接近零而达到最小值(表现为类似于本征硅，并且EF在能带图中的中间隙处处于平衡状态)。应注意到，无论原子是直接钝化硼原子还是仅仅保留为H+间隙原子，硼掺杂表面邻域的这些间隙氢原子中的每一个都将充当供体掺杂剂。例如，如果H0原子移动到这个p型区中，那么随着它与B-原子(取代地键合的硼原子)键合或相邻时，它将自然地自动离子化以形成H+，从而将电子释放到CB中，或者简单地保留为更易移动的间隙H+原子。一部分可能进行这两者。在每种情况下，两种情况都与充当供体掺杂剂的每个氢原子在电气上相同。然而，对于后者，H+保持比与键合至B-原子的氢原子更高的扩散率，因为它钝化并且使其在电失活。虽然在电气上相同，但在存在电场的情况下，除非晶圆被加热，否则H+间隙原子自由移动，而键合至B-原子邻域的硅晶格的H+相对不受该电场影响。在加热的同时，可以将H+与B-之间的键以热方式破坏，从而允许电场使H+移位远离B-，而B-因其被取代地键合到硅晶格中而保持静止。为此，甚至可以将以这种方式键合至B-原子的H+视为在适当条件下仍然是可移动的，并且仍然是供体掺杂剂，因此在引用“原子氢”或“间隙氢原子”或“单原子氢”时被包括在本公开中。
针对硅内的间隙氢原子的电荷态分布是EF的函数，并且由Herring报告的H(+/-)的临界费米能级(通常高于中间隙0.16eV)要作为在间隙氢原子具有处于正(H+)电荷态或者负(H-)电荷态的同等概率时和在中性电荷态(H0)浓度近似最大化时的条件。对于低于此值的处于平衡的费米能级来说，几乎所有间隙氢原子都进入正电荷态H+并充当供体，而在此之上，几乎所有间隙氢原子都进入负电荷态H-并充当受体。这解释了为什么在图4中的时段t4期间Voc恢复。这可以是在表面处局部的效果，但是如果足够的氢渗透到晶圆中以使其局部浓度接近甚或超过一个或更多个区域中的晶圆掺杂的浓度，那么其也可以穿透到表面下方。
更具体地说，在时段t3结束时，单原子氢浓度与局部p型掺杂大致相同，从而导致极低的净掺杂(近似本征硅)，其中费米能级处于平衡状态，放大了局部复合。然而，由于在这种条件下费米能级(处于平衡状态)仍远低于临界H(+/-)能级(高于中间隙0.16eV)，因此，间隙氢原子浓度的进一步增加导致额外的原子随着它们进入正电荷态而仍然主要充当供体。这导致局部硅变成n型，并且随着时间的推移，净掺杂继续增加，直到局部EF接近时段t4结束时的临界值H(+/-)，此时额外的间隙氢原子具有成为H+或者H-的相等概率，从而防止局部净掺杂或者EF的任何进一步变化。因此，在t4期间，在具有AlOX的p型硅界面处的有效表面钝化得到改善，从而导致图4中所见的Voc的对应增加，随后在t5期间饱和，在此期间，针对给定条件和注入能级，背面处的硅的净掺杂不再有任何变化。
然而，将近t5结束时，间隙氢原子继续流入后硅表面导致大量浓度的H-局部形成，无论是在表面处还是穿透晶圆(或两者)，从而随着H-与这些空穴组合生成H0，导致与少数载流子空穴的显著相互作用以及对应复合。在稳定状态下，这可以通过由来自与H0原子组合的导带的多数载流子电子生成H0的速率来平衡。这种额外的复合组分是“氢致复合”(HIR)的一个例子，并且最初导致Voc在将近t5结束时逐渐下降，随着H-的浓度继续增加跟着在t6更加显著地下降，并且随着氢原子以增加的浓度渗透到硅内更深处，可能散布到从背面更深地延伸到硅中的更大体积的硅。
尽管上面的描述主要是在图1中PERC电池的后p型表面(通常由AlOX介电质和含SiNX氢的覆盖层钝化)的背景下写成的，但任何表面无论极性都可能类似地受到影响，最初通过原子氢反掺杂相应表面处的主要或背景掺杂剂，并且如果原子氢浓度变得相当甚或超过硅表面和附近区域的局部背景掺杂，则最终通过增加的复合。例如，形成图1中的PERC电池的p型硅晶圆的顶表面是掺杂n型，具有通常小于1微米厚的层。从顶表面SiNX:H层进入该n型表面的间隙原子氢自然地呈现H-电荷态，因此充当反掺杂n型表面的受体，等效于H+原子反掺杂后部p型表面的方式。通常，相比p型晶圆的本体，这种n型表面被更加重掺杂，从而防止间隙氢达到为完全反掺杂表面所需的高浓度。然而，如果原子氢浓度局部充分增加至接近甚或超过晶圆p型掺杂，则从顶部表面向下渗透到轻掺杂p型硅晶圆本体中的这种单原子氢在生成H-(并因此复合)方面仍然具有与在背面处相同的影响。由此，因在t5期间来自H-的这种增加复合而造成的表面附近的劣化可以在前表面和背面两者附近等效地发生，但是因相应介电质和硅表面的结构中的、影响氢流动的轻微变化而可能会在时间上有一点点移位。
应注意到，精心设计并实现的氢化过程可以自然地将足够的氢馈送到后p型表面和/或前p型表面中，以通过上述并反映在图4所示隐含Voc值中直至t6的演化阶段来取得p型硅晶圆和相应表面。等效氢化过程也可以在器件制造期间逐步实施，包括处于高温(高于室温)下的多个过程，使得通过所述演化过程组合地取得晶圆甚或成品器件，该演化过程最终导致器件(或部分加工的器件)具有一个或更多个局部区域，在该区域内氢浓度超过局部背景掺杂浓度(其中所引用背景掺杂浓度与充当掺杂剂的间隙氢原子的掺杂贡献不同)。
为了评估在器件制造期间使用的氢化过程是否与本发明一致(借此，它们能够实现超过局部背景掺杂浓度的高局部氢浓度)，可以实现简单的测试(甚至在部分处理的器件上)，以通过使局部氢浓度超过局部背景掺杂浓度来标识器件在p型晶圆材料中生成大量H-的能力。这通过以下步骤来完成：将晶圆加热至150℃到200℃，同时利用大约1个太阳光(～100mW/cm2)照射它们的介电质涂层表面，然后根据时间，监测样品中不断增加的复合(如经由寿命测量、隐含Voc值、PL测量等)，其指示氢浓度超过净背景掺杂水平并且生成增加的复合的区域中的H-增加。
本申请人实现的关键步骤在于分散或消除负责有助于器件中复合的H-，使得在针对现场太阳能电池的正常操作条件范围内，任何其余的间隙氢将处于正电荷态或中性电荷态(包括中性H2)，其对这些形式的复合没有显著贡献。然而，在实现用于消除或分散能够生成HIR的任何残留H-的过程之前，重要的是首先从前和/或后含氢介电质层(通过热扩散或通过使用静电力或电场)排出已经释放但仍然存在于介电质层内的任何其余原子氢。如果这种残留原子氢没有从介电质中排出，那么其将保持相对移动，因此能够随后通过静电力或电场扩散或被驱出介电质层，因此可能生成问题。本文提出的方法的实施方式首先从介电质中排出这样的残留原子氢，使得任何进入硅并因此可能贡献HIR的任何事物可以在专门设计用于消除这种H-的后续过程中分散。如果这以热方式进行，那么应使用超过150℃的温度，优选高于200℃甚至250℃，以使在几小时而不是几天内从介电质中排出原子氢。然而，为了在不到一个小时内有效，可以有用地使用接近300℃的温度，甚至接近400℃甚或500℃可以使得这在几分钟内发生。然而，这么高的温度具有以下缺点：它们可以提供足够的热能以释放介电质内的额外键合氢，并且这样的额外氢原子接着能够随后从外部氢源扩散到硅表面中，因此可能在稍后阶段添加可能造成复合的额外氢，因此也可能需要分散或除去。为此，在此过程中不应使用超过650℃的温度，优选低于500℃甚或450℃。
为了消除H-与少数载流子(空穴)复合的不利影响，重要的是要认识到这只是p型晶圆内的局部现象，其发生在氢达到与有意的背景晶圆掺杂浓度相当甚或超过其的浓度的情况下。然而，对于具有n型区的器件，特别是如果它们是重n型掺杂的，那么由于在这样的区域中极低浓度的少数载流子空穴，因此可能在这些区域中存在相对大浓度的H-而对HIR没有显著贡献。不过，在从介电质层排出残留原子氢之后，还必须分散该H-，不然当充分照射或加热时，其在转换成H0时，将随后能够扩散到更加破坏的区域中。
本文所述过程允许改变残留氢的电荷态以促使贯穿器件扩散和再分布氢，例如通过生成具有中性电荷的原子氢。而且，所描述的一些过程允许横跨器件的不同区域移动带电原子氢。另外，本文所述的另一些过程允许在器件中生成氢阱区，以通过在硅内生成氢阱来吸引残留原子氢或更快地将原子氢从介电质层中排出。
在本发明的一些实施方式中，故意地扩散或注入硅表面的氢的量完全超过为钝化表面处和半导体材料内的所有缺陷所需的浓度，其因此通过电特性的劣化来造成破坏，但接着随后修理该破坏。这通过利用针对钝化过程的后续过程来完成，该过程用于分散过量的间隙或高移动率氢原子以将半导体表面邻域的原子氢浓度降低到可接受水平，借此使对静电所致带弯曲效应的反掺杂和任何无效化最小。这允许从氢钝化半导体中或半导体/介电质界面处的表面缺陷来获得最大益处，而同时通过氢的掺杂效应来使最小增加表面复合或本体复合。
下面，参照图5，示出了根据实施方式的用于加工PV器件的方法的流程图500。在步骤502，可以施加热处理，使得氢原子朝着至少一个掺杂区迁移，以使所述至少一个掺杂区内的氢浓度变得比该区域的掺杂浓度高至少10％。氢原子分布在所述至少一个掺杂硅区内。这可以包含氢钝化步骤。步骤504执行进一步的热处理，使得原子氢稳定地键合或迁移出所述至少一个掺杂硅区并且所述至少一个掺杂区内的原子氢浓度下降至该区域的掺杂浓度以下。在步骤(b)期间，至少一部分带电氢原子改变电荷态而变为中性。
A.针对硅中氢原子的中性电荷态的自动生成
作为氢钝化过程的结果(如在存在由含氢表面介电质层或由PECVD淀积的层所提供的氢源的情况下)，在一个或更多个区域中具有超过针对硅的局部掺杂浓度的原子氢浓度的硅晶圆、器件或部分制造的器件，自然具有其由充当掺杂剂的间隙氢原子确定的费米能级(EF)。一旦达到该EF H(+/-)(与由相应电子的键合排列和能级确定的供体能级和受体能级相容)，用于实现该EF所不需要的任何额外的间隙氢原子将具有粗略相等浓度的H+和H-，以便不影响EF。应注意到，在这种情形下，H+原子在充当“供体”掺杂剂，将其电子贡献给导带，而H-原子在充当'受体'原子，从导带移除电子或等价地向价带添加空穴。因此，即使氢钝化以使具有其中原子氢浓度超过背景掺杂浓度的局部区域存在显著的益处，也有几个对于器件的电子特性来说重要的后果(正面的和负面的)，这使得本发明特别重要。首先，即使在硅晶圆或具有净p型掺杂剂的硅材料中，当间隙氢浓度超过局部p型掺杂剂浓度时，足够的氢原子将进入H+状态并充当供体或直接钝化硼受体或两者的组合，以消除有效或净p型掺杂，并且甚至可能沿着这样的线对材料进行n型掺杂，即，处于平衡的EF H(+/-)响应于氢原子的掺杂而移位至稍高于中间隙。除了为实现该EF H(+/-)所需的氢原子以外，任何过量的氢原子还在组合方面不会影响EF，在H+电荷态与H-电荷态之间粗略相等地划分，使得对应的额外供体和受体由这样的氢原子贡献，从掺杂的角度来看使彼此无效。其次，在这种情形下，由氢生成的轻(或低)净n型掺杂在该区域中，导致价带中的相对高浓度的空穴(与常规n型掺杂区相比)，其接着增加了与这样的区域中的由过量间隙氢原子形成的H-原子的相互作用和复合。第三，这些条件有利于增加H0的生成，只要有过量的间隙氢原子同时生成大量的H+和H-即可。H0是间隙氢原子的“高移动率”或“高扩散率”状态，其扩散率比其它电荷态高出许多个数量级。不过，这种扩散率仍然与温度极其相关，对于H0能来说，必需至少100℃且优选地高于150℃的温度，才能够在返回至其它低移动率电荷态之一之前移动合理的距离。因此，本发明的目的是使用足够高的温度，使得这种H0的“自动生成”可以在合理的时段内导致其分散。这被描述为H0的“自动生成”，因为其是充当足量的掺杂剂的原子氢，其自动地将EF移位至H0显著增加的值，甚或在H(+/-)的EF处最大化。分散的机制是，随着H0原子如上所述自动生成，它们移动了根据它们的扩散率确定(这又由它们的温度来确定)的距离，以使如果在它们的新位置，间隙原子氢浓度对于要确定净掺杂浓度(进而确定费米能级)的氢原子来说不再足够高，那么H0的自动生成不再适用，并且氢原子能够在具有最小H-的该位置保持低移动率电荷态，并因此对该氢原子的复合和最小的进一步移动贡献最小。然而，如果在该新位置，间隙氢浓度仍然超过氢原子掺杂剂用于确定净掺杂所需的浓度，那么H0的自动生成将在这个新位置继续，并且H0将继续分散，直到到达不再发生H0的自动生成的位置，在这种情况下，随着硅返回至具有净p型掺杂浓度，H-浓度也将最小。这对于本发明是非常重要的，因为H0的这种“自动生成”提供了一种用于从这样的区域中除去造成与空穴复合的过剩H-的重要机制。
应注意到，这里定义的H0“自动生成”概念对应于相对于背景掺杂有足够的间隙氢原子浓度的条件，以确定接着自然地导致过剩间隙氢原子的局部费米能级H(+/-)，该过剩间隙氢原子导致H0的生成大大增加，并且其它额外的氢原子在H-与H+之间平均划分，以便不影响费米能级。
下面，参照图6，示出了根据实施方式的用于加工PV器件的方法的流程图600。在步骤502，按下述方式将器件的至少一部分暴露至氢原子：氢原子朝着至少一个掺杂区迁移，并且所述至少一个掺杂区内的氢浓度变得至少与该区域的掺杂浓度相同。形成针对H0自动生成的条件。当按下述方式在将所述器件的所述至少一部分暴露于氢的同时进行退火时：所述至少一个掺杂区内的至少一部分带电原子氢变为中性氢原子，步骤604执行进一步的热处理。在步骤(b)期间，至少一部分带电氢原子改变电荷态而变为中性。
如上提到，H0的自动生成需要在高于100℃，优选高于150℃的高温进行，以增加所得H0原子的扩散率，使得其可以以合理的速度从其存在的位置移开，其中，间隙氢浓度足够高以使它们中的一些维持在负电荷态H-。高于200℃甚或250℃的更加高的温度通过进一步增加H0的扩散率来进一步加速该过程。从制造的角度来看，高于300℃甚或50℃的更加高的温度可能有利于提高吞吐量，但缺点是在如此高的温度下，从外部氢源扩散到硅表面的额外间隙氢原子的量可能更高，因此可能添加可能造成复合的额外氢，因此也可能需要分散或除去。为此，在此过程中不应使用超过700℃的温度，优选低于650℃甚或600℃。
如果超过500℃的这种高温被认为对加速过程很重要，那么可以有利地使用后续降温，使得大部分H-可以在该过程的较高温度部分期间逐渐地并且重复地转换成H0并快速分散，同时在该过程的较低或逐渐降低的温度部分期间，进入硅的额外氢的量大大减少，并且其余少量H-可以经由自动生成而转换成H0，然后在相对短的时间范围内分散或除去。例如，在这部分自动生成H0和分散过程期间，700℃的温度可以使用30秒，然后在600℃下30秒，然后在500℃下30秒，然后在400℃下30秒，然后在300℃下30秒，最后在200℃下30秒。从实际的角度来看，这更容易实现，因为随着温度从700℃降低至200℃以下，同时晶圆保持在黑暗中，通常会在3至4分钟的时段中温度逐渐降低。这实现了基本相同的结果。
A.1.扩展H0的自动生成区域
一旦一个或更多个区域已经建立了H0自动生成所需的条件，这些区域就可以扩展至其它区域，以通过将晶圆在黑暗(照度水平低于0.1mW/cm2，并且优选低于1μW/cm2)中保持在至少50℃的温度并且有利地在100℃以上来增强氢钝化，同时优选维持氢供应到已经自动生成H0的区域中，如晶圆表面或轻掺杂区的末端或者诸如晶界等的晶体缺陷邻域。在这些状态下，来自自动生成H0的区域X的H0能够扩散到原子氢浓度太低的相邻区域Y，以达到如用于H0的自动生成所需的H(+/-)邻域的费米能级。如果例如区域Y仍然是p型，并且EF低于中间隙，那么从图2中可以看出，流入该区域的H0将优先转换成H+，并且这样做的话，随着氢充当供体原子，将其电子释放到CB中。这使EF朝着H(+/-)移位。随着H0继续从X流入Y，只要EF保持在H(+/-)以下，那么H0继续优先充当供体原子，使EF越来越近地朝着H(+/-)移位，直到其足够靠近H(+/-)，从而造成H0显著增加。在这些状态下，如前所述，然后，H0的生成也在区域Y中接近其最大值，并且认为H0的自动生成开始，表示区域X的扩展。这个过程可以继续，引导H0自动生成的区域横跨器件或半导体层扩展，只要供应足够的氢并且温度维持足够高且足够久，同时器件维持适当足够低的注入的状态即可。
A.2.高温时间的重要性，以促使H0自动生成区域的扩展和有效的氢化。
如上所述，一旦给定区域已经建立了H0自动生成所需的条件，只要维持单原子氢的供应并保持低注入条件，就可以将该区域扩展至其它区域，以通过将晶圆保持在至少50℃，优选高于100℃的高温下来增强氢钝化。该过程实际上甚至可以在室温下发生，但在这样的温度下氢的扩散率太低而在制造中不实用。因此，对该过程最有用的温度范围是100℃至450℃，因此，在该温度上，H0的热生成足以不需要通过氢自动生成H0。在该可用范围内的温度越高，该过程就越快。例如，只要有足够的单原子氢供应，氢钝化质量的显著影响可以通过这种过程来实现，如果温度接近400℃，则应用达至少1秒的时段，并且优选地如果温度处于350℃邻域则应用达10秒，并且如果温度低于300℃，则应用达100秒，并且优选地如果温度低于200℃，则应用达1000秒。当然，可以扩展针对每个温度范围的这些时段中的每一个以进一步增强氢钝化的有效性。
A.3.将自动生成H0的过程应用至n型晶圆
自动生成H0的相同过程原则上也适用于n型硅，适用于p型电池的n型发射极或n型电池的n型晶圆两者。例如，如果使用1e16个原子/cm3的n型晶圆掺杂，那么EF远高于H(+/-)，因此进入晶圆的区域X的任何带中性电氢根据Herring的预测将自然地转换成H-。在这种情况下，氢原子有效地从CB中取得电子，并因此充当受体原子，因为这基本上相当于向VB添加空穴。这使EF沿H(+/-)的方向移位。该过程可以继续，单原子间隙氢继续流入区域X，直到EF再次按与伴随p型硅发生的方式相似的方式固定至H(+/-)(若存在足够氢的话)。这再次触发了增强生成H0的过程，区域X中的所有额外原子氢超过实现H(+/-)所需的原子氢，按粗略相等的比例转换成H+和H-(即，粗略地一半为供体，一半为受体)，其因此不影响H(+/-)，而同时创建最大化H0份额所需的条件。因此，如同在p型情况中那样，H0能够相对容易地扩散到相邻区域Y中，从而再次引导扩展该区域以供自动生成H0。应注意到，正如在p型情况中那样，当进入区域的单原子氢浓度小于该同一区域中的n型掺杂剂总数时，中性氢原子可以从CB接收电子以生成H-间隙原子，或者其可以键合或中和或钝化在硅晶格内取代地键合的带正电n型掺杂剂原子。在两种情况下，氢原子在充当受体以从CB去除电子(或等价地向VB添加空穴)，因此两种情况都是电子等价的，因此从本公开的角度看它们被认为是等同的。
A.4.将自动生成H0的过程应用于诸如晶界的晶体缺陷区域
当应用于在多晶硅晶圆中极其常见的晶体缺陷区域时，自动生成H0的相同过程可能特别有效。这部分是因为这样的区域往往是大多数器件的复合的源，并因此成为最需要氢钝化的区域，但也是因为这样的区域对于任何外来间隙原子(如氢)而言往往具有最高的扩散率，并因此是相对容易使大量氢通过的区域。事实上，含氢的介电质相对容易将其单原子氢原子释放到这样的晶体缺陷区域，因为高关联扩散率使氢浓度保持相对较低，因此在这样的区域与含氢介电质之间建立更高的浓度梯度，从而促使更高扩散从介电质流入缺陷区域。这样，由晶界、位错、悬空键、微裂纹等引起的这种晶体缺陷区域充当氢阱，由此放大原子氢从介电质中释放到这些氢阱中。
沿着这种缺陷行进的氢将再次具有随电荷态变化巨大的扩散率，并且H0具有比H+或H-高得多的扩散率。如果这样的晶体缺陷处于p型硅中，那么氢会自然地转换成H+，再次充当供体并有助于将EF朝着H(+/-)移位。最终，在缺陷内或其邻域有足够的氢，只要维持相当低的注入能级，达到H(+/-)并开始自动生成H0。超过此的额外的氢按与上述相同的方式加强H0的生成，除了因晶体缺陷区域而造成的更加高的扩散率以外。随着更多的单原子氢流入这些区域，因此，(相比在无缺陷晶体硅内)更容易达到自动生成H0所需的条件(即，原子氢浓度超过缺陷邻域的局部背景掺杂)，因此可以大大增强最需要的氢钝化率。然而，与先前所列出相同的约束适用有关要求低注入能级(如由恰当低的照射水平确定)以及通过使用高温以进一步增强扩散率而获得的相同益处。事实上，当与自动生成的H0相组合时，诸如晶界的区域内的扩散率被增强到这种程度：原子氢只要有足够的氢供应，就能够以远低于300℃的温度，在几分钟内大量彻底通过硅晶圆。这能够贯穿整个晶圆厚度极大地增强晶体缺陷的氢钝化的有效性。
A.5.自动生成H0的过程在现场和室温(非高温)下的应用。
只要硅的区域内的原子氢浓度超过背景掺杂浓度，H0的自动生成就可以按任何温度发生，尽管如前所述，其在随后的氢钝化缺陷中的有效性在高温下大大增强。然而，甚至在室温或室外气温或现场光伏模块的运行温度下，只要满足先前说明的关于原子氢浓度和注入能级的条件，就会发生H0的自动生成。这使得甚至在室温或室外气温下，仍然可以使用H0的自动生成来有效地氢钝化半导体器件(如太阳能电池)内的各种形式的复合，只要有足够长的时间范围(大约几天、几月甚至几年)来补偿在这种低温下H0的低扩散率即可。因此，这种氢钝化可以通过现场连续自动生成H0来进行，但是当注入能级低时，如当太阳能电池板没有被光照射或者没有被外部电源正向偏压时，其将是最有效的。根据该标准设计和制造的模块(其利用H0的自动生成)被称为自修复模块。这种自修复模块是使用基于氢的H0自动生成的本发明的一个很好的例子。
A.6.将H0自动生成过程用于p型PERC电池中的强化氢化。
尽管所描述的H0自动生成的概念很容易应用于进入图3中PERC电池的后p型表面(其通常通过AlOX介电质和含SiNX氢的覆盖层来钝化)的氢，但如果间隙氢变得相当甚或超过(优选至少10％)硅区或许甚至是附近区域的局部背景掺杂，那么任何区域无论极性都可能类似地受到影响，最初是通过间隙氢反掺杂相应区域中的主要掺杂剂，和最终是通过H0的自动生成。例如，形成图1中的PERC电池的p型硅晶圆的顶表面是重掺杂n型，具有通常小于1μm厚的层。从顶表面SiNX层进入该n型表面的间隙单原子氢自然地呈现H-电荷态，因此充当反掺杂该n型区的受体，等效于H+原子反掺杂后部p型的方式。通常，相比晶圆，这种n型表面被更加重掺杂，从而防止间隙氢达到完全反掺杂前表面发射极区所需的高浓度。然而，如果间隙氢浓度增加到足以显著超过局部晶圆p型掺杂，那么这种从顶部表面发射极穿透到p型硅中的间隙氢在最初反掺杂p型掺杂剂并接着最终自动生成H0(如在朝着后部的p型区中)方面仍然具有相同的影响。
应注意到，精心设计并且实现的氢化过程可以自然地将足够的氢馈送到后p型表面和/或前p型表面中，以通过反掺杂阶段取得p型硅晶圆和/或发射极的各个区域，以实现H0的自动生成。等效氢化过程也可以在器件制造期间逐步实施，包括处于高温(高于室温)下的多个过程，使得通过所述演化过程组合地取得晶圆甚或成品器件，该演化过程最终导致器件(或部分加工的器件)具有一个或更多个局部区域，在该区域内氢浓度超过局部掺杂浓度(其中所引用掺杂浓度不包括充当掺杂剂原子的间隙单原子氢的掺杂贡献)。
为了测试在器件制造期间使用的氢化过程是否与本发明一致(借此，它们能够实现超过局部背景掺杂浓度的高局部氢浓度)，可以在部分加工的器件之一上实现简单测试(并且有时在封装之前可成品电池上观察)，以标识器件实现H0自动生成的能力，其在局部氢浓度超过局部背景掺杂浓度时发生。该测试通过以下步骤来完成：将晶圆加热至150℃至200℃，同时用大约1个太阳光(100mW/cm2)照射它们的介电质涂层表面，并接着通过监测氢致复合(HIR)的对应增加,根据H0的自动生成确定H-浓度是否随时间增加。样品中这种增加的HIR可以按多种方式监测，如经由寿命测量、iVoc值、PL测量等。为了根据已经在其氢钝化中使用H0的自动生成来标识样品是否已经实现了本发明，不可避免地伴随H0自动生成的对应H-的存在可以通过观察其造成的HIR的行为来标识。这可以通过以下步骤来完成：将晶圆加热到120℃以上并将其暴露于子带隙光子或者具有大约100mW/cm2强度的全光谱照射，来将H-转换成H0并允许其分散，从而使对应HIR减少。HIR(和H-)的这种对应减少可以经由寿命测量、iVoc值、PL测量等来类似地监测和测量。
A.7.自动生成H0后去除过量原子氢以减少LID
满足H0自动生成的条件，由此存在超过背景掺杂的大量原子氢，不可避免地导致几乎所有这些过量的原子氢在供体(H+)与受体(H-)状态之间平均划分，以便将EF保持在相同的值。在这种情形下，不同形式的氢能够分别容易地与导带中的电子和空穴相互作用，从而诱导复合而不涉及任何其它物质。例如，H-能够与VB中的空穴相互作用以生成H0，而H0能够随后从CB接收电子以重组(reform)H-，从而贡献总器件复合电流。因此，本发明的同样重要的部分或许是第三过程(其本身可以是一个或更多个过程)的后续实现(或者可以全部整合到单个过程中)，其具体旨在通过分散或消除由于建立H0自动生成所需的高氢浓度而形成的H-，来除去器件中的这种组分的复合。这使得在现场太阳能电池的正常运行条件范围内，任何其余的间隙原子氢将处于正电荷态或中性电荷态，其对复合没有显著贡献。
为了消除H-与少数载流子(空穴)复合的不利影响，实际上必须去除为H0自动生成而建立的条件。重要的是要认识到这仅仅是p型晶圆(或等效地在n型区)内的局部现象，其可以在氢已经达到远超过背景晶圆掺杂浓度的浓度的情况下发生。为了消除由H-生成的复合，必需消除H-，这需要将氢从这种高浓度区域分散到较低浓度区域，其中H-有效地转换成H+，并因此消除了对应复合。实现这种分散的最有效方式是将低扩散率H-电荷态转换成更高扩散率H0电荷态，使得间隙氢原子可以从高浓度区域扩散开。如果继续自动生成H0的过程，但去除到区域中的新氢原子的源，那么针对该区域这将自动发生。以下给出了多个示例过程，这些过程也可以在通过自动生成H0的氢钝化后来使用，以减少由氢造成的后续HIR复合，如通过分散或消除来自p型掺杂硅区和任何对应表面的间隙H-原子和/或充当掺杂剂的任何间隙氢，以反掺杂背景掺杂或无效化表面处的静电效应：
A.7.1示例1(子带隙光子)
作为为了氢钝化而使用自动生成H0的结果(在存在如由含氢表面介电质层或由PECVD淀积的层所提供的氢源的情况下)，在一个或更多个区域中具有超过针对硅的局部掺杂浓度的氢浓度的硅晶圆、器件或部分制造的器件，可以暴露于子带隙光子源以将H-转换成H0，从而分散或除去造成HIR的H-。这在如前所述的低注入能级下最有效地完成，并且通过将来自每个间隙H-原子的电子激发到导带中的光子，由此将H-原子转换成H0来完成。这极大地增加了其扩散率并因此大大增加了其从这种高H-浓度区域分散的能力。
然而，该过程需要在高于50℃且优选高于100℃的高温下进行。这是为了增加所得H0原子的扩散率，使得其可以从其现有位置以合理的速度移开，其中间隙氢浓度足够高以使一些氢原子维持在负电荷态H-。高于150℃甚或200℃的更加高的温度通过进一步增加H0的扩散率来进一步加速该过程。从制造的角度来看，250℃至300℃范围内的更高温度可能有利于增加吞吐量。对于高吞吐量制造来说，该过程甚至可以通过优选利用更高强度的子带隙光子以及300℃至400℃范围和极端地在400℃至450℃范围内的更加高的温度来进一步加速。
然而，这些增加的温度具有以下缺点：在如此高的温度下，从外部氢源扩散到硅表面的额外间隙氢原子的量可能更高，因此可能添加可能造成复合的额外氢，因此也可能需要分散或除去。为此，在此过程中不应使用超过650℃的温度，优选低于500℃甚或400℃。
如果这种高温被认为对加速制造中的过程很重要，那么可以有利地使用后续降温，同时继续子带隙电磁辐射暴露，使得大部分H-可以在该过程的较高温度部分期间快速分散，同时在该过程的较低或逐渐降低的温度部分期间，进入硅的额外氢的量大大减少，并且量减少的其余H-在相对短的时间范围内分散或除去。例如，在这个利用子带隙光子曝光的过程部分期间，600℃的温度可以使用30秒，然后在500℃下30秒，然后在400℃下30秒，然后在300℃下30秒，然后在200℃下30秒，最后在100℃下30秒。从实际的角度来看，这更容易实现，因为随着温度从600℃降低至100℃以下，同时晶圆暴露至子带隙光子，通常会在3分钟的时段中温度逐渐降低。
尽管能量范围为0.6eV至1.1eV的子带隙光子非常适合用于此过程，但在0.4eV至2eV的更宽范围内的光子仍然可以有利地使用，特别是如果使用更高的温度导致硅带隙能量的显著降低。使用能量高于半导体材料带隙的光子(室温下硅为1.12eV)的缺点是双重的。首先，这样的光子会增加注入能级(增加CB和VB中的载流子浓度)，这会使费米能级移位至更靠近中间隙，从而导致大量的H-暂时转换成H+，然后使其对子带隙光子无反应。其次，能量高于带隙的光子可以被硅吸收，留下更少的光子能够被H-原子吸收以便将它们转换成H0，特别是对于离光子正在进入硅的表面更远定位的H-原子来说。这可能是一个特殊的问题，其中介电质钝化的p型表面位于器件的后部(如在PERC电池中)，然而由于横跨后部的金属阻止这些光子被馈送到背面中，因此光子被馈送到前表面中。在这种情况下，子带隙光子甚至更重要，因此它们可以穿透晶圆的厚度直到H-原子所在的地方。
H-原子转换成H0以供分散的速率显然是子带隙光子强度的函数。光子的强度(功率密度)越高，H-可以分散得越快，但是过高的强度会生成负面影响，即，H-转换成H0的速率趋于饱和，而介电质层内释放的额外间隙氢原子随后可以扩散到硅中并造成更多问题。能量在0.6eV至1.1eV范围内的子带隙光子的优选强度范围是1mW/cm2至1000mW/cm2。然而，也可以有利地使用0.1mW/cm2至10000mW/cm2范围内的这种光子的强度。
A.7.2示例2(自动生成H0)
作为自动生成的H0氢钝化过程的结果(如在存在由含氢表面介电质层或由PECVD淀积的层所提供的氢源的情况下)，在一个或更多个区域中具有超过针对硅的局部掺杂浓度的氢浓度的硅晶圆、器件或部分制造的器件，自然具有其由充当掺杂剂的间隙氢原子确定的EF。一旦达到该EF H(+/-)(与由相应电子的键合排列和能级确定的供体能级和受体能级相容)，如前说明的，用于实现该EF所不需要的任何额外的间隙原子氢将具有这些额外或过量间隙氢原子，并且H+和H-浓度粗略相等，以便不影响EF。应注意到，在这种情形下，H+原子在充当“供体”掺杂剂，将其电子贡献给导带(CB)，而H-原子在充当'受体'原子，从CB移除电子或等价地向价带(VB)添加空穴。因此，即使在这种自动生成的H0钝化过程中，氢钝化以使具有其中间隙氢浓度超过背景掺杂浓度的局部区域存在显著的益处，也存在负面后果。这些起于由氢生成的轻(或低)净n型掺杂这导致在该区域的价带中H-和相对高浓度的空穴(与常规n型掺杂区相比)共存，这接着增加了空穴与H-原子之间的相互作用和复合(HIR)。解决HIR的这个问题的另一解决方案是继续在这样的区域中使用H0的自动生成来消耗局部原子氢浓度，并因此消除关联HIR。然而，这需要在同时去除从分子离解的新原子氢的一个或多个源或者进入不然会补充氢并因此继续甚或生成额外HIR的那些区域的时候进行。停止氢供应涉及将其关闭(如在等离子体生成的原子氢源的情况下)，要么降低温度以减少原子氢从晶圆或器件的表面上的含氢介电质层的热释放。对于这些区域，针对用于消除HIR的这部分过程的温度需要保持在低于约450℃，优选低于400℃，并且有利地低于300℃。实际上，对于100℃至200℃范围内的温度，可以达到最佳结果，但缺点是对制造目的而言所需时间过长。因此，缩短该过程可能需要高于200℃，优选300℃的更高温度，但是消除HIR的效果有所降低。从制造的角度来看，高于300℃甚或50℃的更加高的温度可能有利于提高吞吐量，但缺点是在如此高的温度下，从外部氢源扩散到硅表面的额外间隙氢原子的量可能更高，因此可能添加可能造成复合的额外氢，因此也可能需要分散或除去。为此，在此过程中不应使用超过600℃的温度，优选低于500℃甚或450℃。
如果超过500℃的这种高温被认为对加速过程很重要，那么可以有利地使用随后降低的温度，使得大部分H-可以在该过程的较高温度部分期间快速分散，同时在该过程的较低或逐渐降低的温度部分期间，进入硅的额外氢的量大大减少，并且量减少的其余H-在相对短的时间范围内分散或除去。例如，在这部分自动生成H0和分散过程期间，600℃的温度可以使用30秒，然后在500℃下30秒，然后在400℃下30秒，然后在300℃下30秒，最后在200℃下30秒。从实际的角度来看，这更容易实现，因为随着温度从700℃降低至200℃以下，同时晶圆保持在黑暗中，通常会在3至4分钟的时段中温度逐渐降低。这实现了基本相同的结果。
换句话说，只要条件存在于局部区域，由此与背景掺杂剂相比，存在过量的间隙氢原子(其允许生成大量的H0、H+以及H-)，HIR就不可避免地相应增加。在这种情形下，H0是间隙氢原子的“高移动率”状态，其扩散率比其它电荷态高出许多个数量级。不过，这种扩散率仍然与温度极其相关，对于H0能来说，必需至少100℃且优选地高于200℃的温度，才能够在返回至其它低移动率电荷态之一之前移动合理的距离。因此，该过程的这一部分的目的是使用足够高的温度，使得H0的这种自动生成可以在合理的时段内导致其分散，因此充分降低局部原子氢浓度以消除可以造成HIR的H-的显著存在。分散的机制是，随着H0原子如上所述自动生成，它们移动了根据它们的扩散率确定(这又由它们的温度来确定)的距离，以使如果在它们的新位置，间隙氢浓度对于要确定净掺杂浓度(进而确定EF)的氢原子来说不再足够高，那么H0的自动生成不再适用，并且氢原子能够在具有最小H-的该位置保持低移动率电荷态，并因此对该氢原子的复合和最小的进一步移动贡献最小。然而，如果在该新位置，间隙氢浓度仍然超过氢原子掺杂剂用于确定净掺杂所需的浓度，那么H0的自动生成将在这个新位置继续，并且H0将继续分散，直到到达不再发生H0的自动生成的位置，在这种情况下，随着硅返回至具有净p型掺杂浓度，H-浓度也将最小。这对于本发明是非常重要的，因为H0的这种“自动生成”提供了一种用于从这样的区域中除去造成这种形式的HIR(H-与空穴之间的复合)的过剩H-的重要机制。
A.7.3示例3(热生成H0)
该示例与示例1和示例2的不同之处在于，它仅需要H0的热生成以促使间隙氢从高浓度区域的分散。因此，它不需要使用子带隙光子，也不需要H0自动生成所需的非常高浓度的间隙氢。在更高的温度下，掺杂硅自然表现得更像本征硅，在具有对应的更高扩散率的中性电荷态H0中具有更高份额的间隙氢原子。这部分是由于H0的份额增加(作为EF变化的结果)，但也是由于原子氢的增加(因为从分子或与硼的键释放了键合氢)。
再次，缺点是，在如此高的温度下，额外氢原子继续在含氢表面介电质层内释放，然后扩散到硅中，可能增加需要分散的氢原子浓度。为此，将这种方法与不同的氢源组合用于氢钝化过程可能是有利的，由此氢源(如等离子体生成的原子氢原子的源)可以独立地关闭。对于本例中的H-分散过程，H0的热生成对于n型来说需要在高于300℃的高温下进行，而对于p型甚至n型来说优选在高于400℃甚或500℃的高温下进行，以便增加H0原子的浓度，使得它们能够以合理的速率从间隙氢浓度足够高的目前位置移开，以使它们中的一些维持在负电荷态H-。
高于600℃甚或650℃的更加高的温度因进一步增加H0的热生成而进一步加速该过程，但可能会开始导致已经被氢钝化的一些缺陷随着氢从其键释放而被重新激活，所以优选地，应使用低于600℃且理想地低于500℃的温度。从制造的角度来看，高于700℃甚或750℃的更加高的温度可能有利于提高吞吐量，但缺点是在如此高的温度下，从外部氢源扩散到硅表面的额外间隙氢原子的量可能更高，因此可能添加可能造成复合的额外氢，因此也可能需要分散或除去。为此，在此过程中不应使用超过1000℃的温度，优选低于900℃甚或800℃。
如果接近700℃或以上的这种高温被认为对加速过程很重要，那么可以有利地使用随后降低的温度，使得大部分H-可以在该过程的较高温度部分期间快速分散，同时在该过程的较低或逐渐降低的温度部分期间，进入硅的额外氢的量大大减少，并且量减少的其余H-在相对短的时间范围内分散或除去。例如，在这部分热生成H0和分散过程期间，在以对速率的较低重要性来实现进一步冷却之前，1000℃的温度可以使用10秒，然后在900℃下10秒，然后在800℃下10秒，然后在700℃下20秒，然后在600℃下30秒，最后在500℃下60秒。
这种方法优于示例1和示例2的一个重要益处是，即使注入能级较高或其它条件可能导致EF偏离H(+/-)，局部氢原子也仍可以热转换成H0，并以前面示例中不易实现的方式从该区域消散或分散。
A.7.4示例4(电场)
H-可以如何分散至在H0自动生成后不再造成复合的区域的另一个示例是向硅施加电场，因此对H-原子施加力使它们移动。尽管它们的移动率(或扩散率)远低于具有中性氢电荷态H0的原子的移动率(或扩散率)，但H0原子在H-被施加电场时没有任何力施加在它们上面。因此，尽管由于H-原子的扩散率差而过程缓慢，但H-原子响应于施加的力而缓慢移动，并最终移动至间隙氢浓度足够低的位置，使得HIR不再是一个问题，并且不再负责贡献器件中的总的暗饱和电流或复合。在移动到另一个位置方面，任何键合或不带电氢都不会响应这种施加的电场。
如何施加这样的电场以将作为本发明一部分的氢分散过程实现到图3的电池的一个示例是使用外部电源通过与前(负)触点和后(正)触点两者进行电接触来正向偏压成品太阳能电池。即使在正向偏压方向上没有照射，外部电场的这种施加也使电流流过太阳能电池，但同时将电场(力)施加至移动H-使其移动。通过增加施加的电场以增加电流流动和带电间隙氢原子上的对应力，可以加速该过程。然而，这也具有增加器件的有源区中的注入能级的负面结果，由此增加的载流子浓度，特别是增加的少数载流子浓度，导致EF尝试并朝着针对硅的中间隙(导带与价带之间的中途)移位，因此导致一些H-转换成H+，并因此，在充当双重供体的过程中，尝试并再次将EF从中间隙移位开并朝着其平衡定位的地方(低注入能级)移位。伴随这的问题是，其它暂时除去了这些区域的H-，但仅持续了器件处于较高注入能级时的时段，而当去除了电源(或其电流减小)并且器件返回至其较低注入能级时，可能导致H+转换回H-。因此，在较高电流下的这种方法可能不一定导致大多数H-移位或分散到不再生成复合的一个或多个区域，尽管至少仍然会导致H+的一些较小的移动量响应于该电场。此外，用于实现本发明这一部分的潜在更有效的变型例可以是通过最初利用沿正向偏压方向的如所述的更高施加电场(和因此更高的电流)，以将大部分间隙氢原子从它们超过局部掺杂浓度的区域移位，跟着使用较低电流的减小电场。针对器件的有源部分具有较低注入能级的后者允许氢原子在局部浓度仍然超过背景p型掺杂的任何地方都有机会返回至H-电荷态。这允许其余的较小量的H-按不可能处于具有更高注入能级的更高施加电场的方式移位至较少破坏的区域。
A.7.5示例5(瞬态)
在自动生成H0氢化过程之后，许多前述示例使用控制或改变间隙氢原子的电荷态的技术，目的是改善氢原子的扩散率，以帮助将它们重新定位或分散至较低浓度的区域，在那里它们造成较少的复合和破坏。用于辅助几种上述技术的特别有效力的方法是使用瞬态响应，其中诸如可以确定氢电荷态的器件注入能级的条件快速改变然后再次变回以生成氢电荷态的所需转变。例如，如果在氢化过程结束时(如在n型区中)器件中存在一些间隙氢仍然作为H-而驻留的一些区域，那么具有子带隙光子的短脉冲照射可以被用于通过激发电子进入CB来将一些H-转换成H0甚至H+。在每个脉冲结束时，当子带隙照射停止时，一些最初为H-的间隙氢对于主要条件，能够放松或衰减回优选H-电荷态。针对间隙氢原子的电荷态的任何转变总是涉及中性(高扩散率)电荷态H0，这使得频繁使用转变对于允许氢遍及器件移动(扩散)是有价值的。例如，甚至从H-到H+或反向的最极端转变都自然地涉及通过具有最高扩散率的优选H0状态的转变。这样的脉冲可以在1μs到几秒的持续时间内变化，这取决于所使用光子的强度和需要在电荷态下转变的氢原子的数量。类似地，脉冲之间的关闭时段可以在1μs到很多秒的持续时间内发生很大变化，但在理想情况下，最大化氢电荷态中的转变数通常有有利于加速分散或钝化过程。因此，接近1GHz的脉冲的频率可能是有价值的，尽管通常使用低于100KHz的频率，来确保在光子照射的关闭时段期间存在足够的氢以促使显著量的转变回其原始H-状态。也可以使用低于1Hz的频率，但往往会增加该过程所需的总时间。应注意到，这些瞬态效应也可以用于增强缺陷和污染物的氢钝化以及分散氢以减少复合。这是因为一般来说，H0电荷态具有最高的扩散率和最高的反应性，并且由于其是迄今为止最难生成和最不稳定的电荷态，因此，其也是保持生成的最希望且最有效的电荷态。尽管如此，已经证明某些类型的缺陷(复合)，特别是带有特定极性电荷的那些，需要氢原子的特定电荷态以使发生键合并因此发生钝化。因此，这可能意味着在某些器件和材料类型中，最有效的钝化可能需要所有三种电荷态，因此，进一步加重对瞬态效应的使用，该瞬态效应可以用于自然且容易地生成各种电荷态。
除了通过脉冲化子带隙光子而引入的瞬态效应以外，在上述示例中用于控制针对间隙氢原子的电荷态的任何方法原则上还可以被修改以利用通过瞬态响应提供的益处。例如，用于控制氢电荷态的常用方法是通过改变注入能级(载流子浓度)以有效地移位控制电荷态分布的费米能级。这可以通过照射或通过改变端子电压或两者来完成。这些注入能级变化也可以通过脉冲化或通过沿任一方向快速改变光强度或端子电压以生成瞬态效应来完成，针对照射水平或端子电压的每个这种变化，只要有足够时间允许在快速变化后，促使载流子浓度的变化和氢电荷态的对应变化即可。原则上也可以使用热变化来生成有利的瞬态效应，但是变化所涉及的时间要长得多，并且相对幅度的变化要小得多。使用电场的变化或瞬态效应(如结合示例4)也可以被用于一系列益处，此外，两者都涉及使氢移位以减少复合，而且还增强氢钝化缺陷的的反应性和能力。例如，在由p型硅制成的太阳能电池中，其中在至少一个区域中使用自动生成H0概念，在氢钝化完成时的间隙氢仍然超过p型掺杂剂的间隙氢，接近该区域中所有氢的一半仍然处于负电荷态并有助于HIR。然而，为了尝试利用所施加电场来移位该H-，器件需要正向偏压，这会导致电流流动并使注入能级改变。遗憾的是，这往往会将氢电荷态改变成H+，因此，反转氢原子移动的方向。为避免这种情况，可以使用瞬变。可以施加高强度脉冲(大电场)达短持续时间，同时氢仍为H-。对于H-来说通常需要几毫秒甚或一秒来响应改变的注入能级，从而允许该强电场对H-施加显著的力达该时段。然后去除所施加电场达氢原子处于正电荷态的时段，从而允许注入能级减少回落和H+转换回H-。然后施加下一个脉冲并不断重复该过程。这种脉冲的频率可以在从大约1Hz(达接近1秒的脉冲持续时间)到1Mhz(其中所施加脉冲小于1μs)之间。然而，脉冲的优选持续时间为0.5ms至500ms，针对脉冲的对应频率通常为2Hz至1kHz，因为通常允许注入能级衰减的关闭时间需要远小于施加脉冲的时间。
A.8去除残留的氢中和掺杂剂原子
在通过H0的自动生成并随后消除造成HIR的H-来完成氢钝化过程之后，从其起作用(或可能离解)的区域去除或重新定位其余的氢来反掺杂背景掺杂剂可能是有利的，特别是如果在这样的区域中存在复合位点，如晶体缺陷。这是因为反掺杂起作用以增加少数载流子浓度，其因此可以导致破坏复合。如何移位、除去或重新定位这种原子氢以减少复合的示例如下：
A.8.1示例6(利用可选的子带隙光子从表面移位带电氢的电场)
在氢化并且分散p型晶圆中的造成HIR的H-之后，H+(充当供体原子)可以被驱出硅或者驱至硅的低有害区域，其中局部掺杂剂的反掺杂造成较少复合。这可以按不同方式来完成，如在硅表面处通过使用电晕放电或者将其它形式的正静电电荷淀积到介电质表面上或者通过施加足够强的电场，以将足够的力施加到移动H+电荷上以使其移动。然而，为了加速这个过程，可以对介电质表面施加足够的正电荷，以在半导体表面出引入导带的足够弯曲，从而得到高于H(+/-)的局部费米能级，其因此将导致该表面处的一些甚或大部分H+转换成H-和H0。H0会自然地更容易从表面扩散开，而H-的存在允许同时使用子带隙光子(类似于示例2)以随后还将H-转换成高扩散率中性电荷态H0，这将允许其移动远离表面区，在那里它会破坏有效的表面钝化。
A.8.2示例7(H0的热生成，以从该表面或已存在HIR的其它区域移位带电氢)
该示例与示例6的不同之处在于，其仅需要H0的热生成以促使间隙氢从其中H+正在反掺杂p型表面或本体的区域分散。这是因为热处理可以被用来做多种事情，如热破坏硼氢键以重新激活硼并释放氢，从而增加分子氢离解成原子氢，并增加氢的中性电荷态份额，以使得更快速分散。因此，其不需要使用静电电荷或子带隙光子。在更高的温度下，任一极性的掺杂硅自然表现得更像本征硅，在具有对应的更高扩散率的中性电荷态H0中具有更高份额的间隙氢原子。
再次，缺点是，在如此高的温度下，额外氢原子可以继续在含氢表面介电质层(若存在的话)内释放，然后扩散到硅中，可能增加需要分散的氢原子浓度。然而，与用于H0自动生成的那些相比，负责反掺杂硅的氢浓度和体积相对较小，从而使得用于其分散或消除的热过程非常短或处于较低温度，因此能够使得来自介电质的额外氢流最小。
对于本示例中的H+分散过程，H0的热生成需要在高于250℃，优选高于300℃的高温下进行，以增加H0原子的浓度，使得它们可以按合理速率移动离开表面。高于350℃甚或400℃的更加高的温度通过进一步增加H0的热生成来进一步加速该过程。从制造的角度来看，高于500℃甚或600℃的更加高的温度可能有利于提高吞吐量，但缺点是在如此高的温度下，从外部氢源扩散到硅表面的额外间隙氢原子的量可能更高，因此可能添加可能造成坏区域中的反掺杂甚至HIR复合的额外氢，因此也可能需要分散或除去。为此，在此过程中不应使用超过700℃的温度，优选低于600℃甚或500℃。如果高于500℃的这种高温被认为对加速过程很重要，那么可以有利地使用随后降低的温度，使得大部分H+可以在该过程的较高温度部分期间快速分散，同时在该过程的较低或逐渐降低的温度部分期间，进入硅的额外氢的量大大减少，并且量减少的其余H+在相对短的时间范围内分散或除去。例如，在针对H+的这部分热生成H0和分散过程期间，在进一步冷却之前，600℃的温度可以使用10秒，然后在500℃下30秒，然后在400℃下3分钟，然后在300℃下3分钟。
B.利用子带隙光子生成中性原子氢
这个概念将硅暴露于能量(Eph)小于硅的带隙(Eg)的光子，但足以将来自间隙带负电H-原子的电子激发到导带中，从而将H-原子转换成H0，这可以具有钝化硅内的缺陷和污染物的非常重要的益处。因此，对于这样的过程，具有大浓度的H-是有利的。可以使用相同的技术从含有高浓度H-的易损部位将积聚的氢去除到氢浓度低的部位，在该易损部位中可能造成常见于表面和触点界面处的氢致复合(HIR)或氢致串联电阻(HISR)。针对中性氢原子的扩散速率高于硅材料中的带电氢原子。因此，最近生成的中性氢原子可以容易地扩散到低氢浓度的其它区域。
下面，参照图7，示出了根据实施方式的用于加工PV器件的方法的流程图700。在步骤702，按下述方式将器件的至少一部分暴露至能量低于所述至少一个掺杂硅区处的硅带隙的光子：至少一部分带电氢原子变为中性氢原子，并且所述至少一个掺杂区内的原子氢原子浓度下降到该区域的掺杂浓度以下。而且，在步骤704，所述至少一个掺杂硅区的温度维持在80℃以上，并且氢迁移出所述至少一个掺杂硅区。
该技术对于n型晶圆和p型器件的n型区特别重要，其中大部分原子氢处于负电荷态H-。因此，子带隙光子可以被用于通过将H-转换成H0来清除可以被捕获在n型区中的大量H-，使得其可以扩散开或遍及器件扩散至较低浓度的区域，以改善钝化或减少将来的HIR。
在一些实施方式中，子带隙光子与H-的自动生成结合使用。H-的自动生成在p型硅中特别有价值和有效，其中根据图3通常几乎不可能形成H-。为了实现H-的自动生成，即使有意的背景掺杂是p型，高浓度的原子氢也充当掺杂剂，使EF移位至其略高于中间隙的优选值，在该中间隙处，超过背景掺杂浓度的所有原子氢的大约50％将处于负电荷态H-。
这被称为根据氢自动生成H-，由于没有原子氢的掺杂能力，因此，在p型硅中生成显著能级的H-基本上是不可能的。这是通过本专利公开引入的新概念，并且可以应用于具有任何极性和任何背景掺杂浓度的硅的局部体积，只要维持足够高的氢条件即可。这些条件包括向硅中供应足够的氢以反掺杂局部有意的背景掺杂，使得其不再确定净掺杂并因此不再确定EF，同时维持足够低的注入能级以防止EF移位至低于H(+/-)的值，这将造成有利于更多H+而更少H-的移位。
据发明人说，组合H-的自动生成和子带隙光子的使用极大地改善了氢钝化过程。一旦一个或更多个区域建立了用于自动生成的必要条件，这些区域就可以扩展至其它区域，以通过将晶圆保持在至少50℃且有利地高于100℃的温度来增强氢钝化，同时使用子带隙光子将一些H-转换成H0以使其扩散至较低氢浓度的邻近区域(其中，H0可以转换回H+)，因此，充当供体，以将EF朝着H-自动生成所必需的能级提升。这优选地在维持将氢供应到已经自动生成H-的区域(如晶圆表面)或者在轻掺杂区的末端或者在晶体缺陷(如晶界)邻域等中的同时来完成。在这些状态下，来自区域X的H0(其中H0由自动生成的H-吸收子带隙光子形成)能够扩散到相邻区域Y中，其中单原子氢的浓度太低而不能实现H-自动生成所需的H(+/-)的EF。例如，如果区域Y是p型掺杂，并且EF低于中间隙，那么流入该区域的H0将优先转换成H+，并且这样做的话，随着氢充当供体原子，将其电子释放到导带中。这使EF朝着H(+/-)移位。随着H0继续从X流入Y，只要EF保持在H(+/-)以下，那么H0继续优先充当供体原子，使EF越来越靠近H(+/-)移位直到它达到H(+/-)。在这些状态下，H-的自动生成被认为开始扩展区域X。这个过程可以继续，引导H0自动生成的区域横跨器件或半导体层扩展，只要继续子带隙光子的照射并且供应足够的氢并且温度维持足够高且足够久，同时器件维持适当足够低的注入的状态即可。
应用H-的自动生成和子带隙光子的组合方法可以被用于p型PERC电池中以实现增强的氢钝化。尽管所描述的H0自动生成的概念很容易应用于进入PERC电池的后p型表面(其通常通过AlOx介电质和含SiNx氢的覆盖层来钝化)的氢，但如果间隙氢变得相当甚或超过(优选至少10％)硅区或许甚至是附近区域的局部背景掺杂，那么任何区域无论极性都可能类似地受到影响，最初是通过间隙原子氢反掺杂相应区域中的主要(或背景)掺杂剂，和最终是通过H-的自动生成。例如，形成PERC电池的p型硅晶圆的顶表面是重掺杂n型，具有通常小于1μm厚的层。从顶表面SiNx层进入该n型表面的间隙单原子氢自然地呈现H-电荷态，因此充当反掺杂该n型区的受体，等效于H+原子反掺杂后部p型的方式。通常，相比晶圆，这种n型表面被更加重掺杂，从而防止间隙氢达到完全反掺杂前表面发射极区所需的高浓度。然而，这种间隙氢在暴露至子带隙光子时，加速其从顶表面发射极到p型硅的渗透，其中，其在最初反掺杂p型掺杂剂并接着最终利用足够的氢方面仍具有相同的影响，从而将局部EF推向H(+/-)能级，其中发生H-的自动生成，就像在朝着后部的p型区中一样。此外，要求仅仅是在一个或更多个相关区域中需要足够的原子氢浓度以使其变得相当甚或超过局部晶圆p型掺杂。超过这的额外原子氢有利于显著增加这种区域的H-浓度，从而使后续或同时暴露于子带隙更有效地生成更大量的H0，以增强氢钝化和/或分散原子氢的积聚。
精心设计并且实现的氢化过程将自然地将足够的氢馈送到后p型表面和/或前p型表面中，以通过反掺杂阶段取得p型硅晶圆和/或发射极的各个区域，以实现H-的自动生成。等效氢化过程也可以在器件制造期间逐步实施，包括处于高温(高于室温)下的多个过程，使得通过所述演化过程组合地取得晶圆甚或成品器件，该演化过程最终导致器件(或部分加工的器件)具有一个或更多个局部区域，在该区域内氢浓度超过局部掺杂浓度(其中所引用掺杂浓度不包括充当掺杂剂原子的间隙单原子氢的掺杂贡献)。
为了测试在器件制造期间使用的氢化过程是否与本发明该方面一致(借此，它们能够实现超过局部背景掺杂浓度的高局部氢浓度)，可以在部分加工的器件之一上实现简单测试(并且有时在封装之前可成品电池上观察)，以标识器件实现H-自动生成的能力，其在局部氢浓度超过局部背景掺杂浓度时发生。该测试通过以下步骤来完成：将晶圆加热至150℃至200℃，同时用大约1个太阳光(100mW/cm2)照射它们的介电质涂层表面，并接着通过监测氢致复合(HIR)的对应增加,根据H-的自动生成确定H-浓度是否随时间增加。样品中这种增加的HIR可以按多种方式监测，如经由寿命测量、iVoc值、PL测量等。为了标识样品是否已经在其加工中实现了H-的自动生成，由建立针对H-自动生成的条件而导致的对应H-的存在可以通过观察其不可避免地造成的HIR的行为来标识。这可以通过以下步骤来完成：将晶圆加热到120℃至150℃并将其暴露于子带隙光子或者具有大约100mW/cm2强度的全光谱照射，来将H-转换成H0并允许其分散，从而使对应HIR减少。HIR(和H-)的这种对应减少可以经由寿命测量、iVoc值，以及PL测量等来类似地监测和测量。应注意到，满足H-自动生成的条件，由此存在超过背景掺杂的大量原子氢，不可避免地导致几乎所有这些过量的原子氢在供体(H+)与受体(H-)状态之间平均划分，以便在H(+/-)的邻域将EF保持在近似相同的值。然而，H-能够通过与VB中的少数载流子空穴相互作用而显著贡献于总器件复合电流。
在实施方式中，子带隙光子的使用可以与H-的自动生成以及第三步骤结合使用，该第三步骤允许通过分散或消除由于建立自动生成H-所需的高氢浓度而形成的H-来使器件中的复合最小。这使得在现场太阳能电池的正常运行条件范围内，任何其余的间隙原子氢将处于正电荷态或中性电荷态，其对复合没有显著贡献。
为了消除H-与少数载流子(空穴)复合的不利影响，必须反转针对自动生成H-而建立的条件。重要的是要认识到这仅仅是p型晶圆(或等效地在n型区)内的局部现象，其在间隙氢原子已经达到远超过背景晶圆掺杂浓度的浓度的情况下发生。为了消除由H-生成的复合，必需消除H-，其需要将氢从这种高浓度区域分散到较低浓度区域，其中H-有效地转换成H+，并因此消除了对应复合。实现这种分散的最有效方式是使用子带隙光子，来将低扩散率H-电荷态转换成更高扩散率H0电荷态，使得间隙氢原子可以从高浓度区域扩散开。如果继续自动生成H0的过程，但是去除到区域中的新氢原子的源，那么针对该区域这将自动发生。
B.1.使用n型区来增加H-浓度，以便随后暴露于子带隙光子以生成H0以改善氢钝化
1至2欧姆-厘米的p型硅晶圆的一个或两个表面用磷扩散，以向硅晶圆提供n型表面，并且结深度通常为0.3m。然后，通过将晶圆加热至通常700℃至900℃达几秒，来将原子氢从PECVD淀积的表面介电质层(如SiNx:H或AlOx:H或其中至少一个含氢的介电质层堆)释放到n型表面层中。一个或多个n型表面层确保进入半导体的大部分原子氢处于负电荷态H-，以促使随后暴露于子带隙光子从而将份额的H-重复转换成H0。如上所述，这可以大大增强原子氢的反应性和扩散率，从而增加其遍及半导体移动的能力，并且同样重要的是，增加其在钝化缺陷和污染物方面的有效性。
在实施方式中，这种类型的电池设计或结构是它可以被用于在一个或多个n型层内生成原子氢的内部源。这种内部H-源可以在室温或者在现场用于PV模块的运行温度下在硅的重掺杂n型区内有效地储存多年，然后当该光伏电池或模块在现场运行时，逐渐暴露于太阳光谱中的子带隙光子持续10至20年甚或更久的时段。在这种情形下，在电池制造期间，大量原子氢被馈送到一个或多个n型层中，其中，它们可以驻留为H-并且扩散率非常低，这允许它们实质上按光伏电池在运行甚或储存期间暴露至现场的温度保持在同一位置达多年。太阳光谱偶然包含处于所需能量范围内的低浓度子带隙光子，以使能够足够深地穿透到硅中，但仍具有足够的能量以慢速率将一些H-原子转换成H0。这促使了在现场实时对太阳能电池内的现有或新缺陷进行氢钝化。这个概念被称作“自修复”太阳能电池或PV模块。
这种方法的一种变型例是将电场或静电荷施加至硅的表面以弯曲能带，以便有效地将p型表面变换成表现相同，就像n型中处于平衡的局部EF移位至高于中间隙的一样。这再次允许该区域内的任何原子氢以相同方式转换成H-(就像n型层一样)，并因此通过将硅和H-原子暴露于子带隙光子以将一些或全部H-转换成H0并可能重复进行，来获得与上述相同的益处。而且，这有利地在升高的温度下进行。可以通过将来自电晕放电的正静电荷施加至表面介电质层上或者通过施加外部电场来施加这种电场。
B.2.使用n型晶圆以增加遍及晶圆的H-浓度
B.1中的方法的局限性在于，器件设计仅采用非常小百分比的硅材料作为掺杂n型硅，其可以包含并保留潜在大浓度的H-。事实上，在图4所示的典型PERC太阳能电池中，作为n型的具有净背景掺杂的硅的百分比远低于1％。为克服此限制，使用掺杂高于1e13个原子/cm3，优选高于1e14个原子/cm3，并且理想情况下高于1e15个原子/cm3的n型晶圆，允许H-遍及近乎所有硅材料形成，除了可以故意地掺杂p型的非常小的体积之外。实际上，在异质结器件中，可以将整个n型晶圆保持为n型，并因此能够在整个体积中保留H-。在使用n型晶圆的任何情形下，原子氢仍然需要经由表面馈给到晶圆中，其中浓度可以比遍及整个晶圆的平均原子氢浓度高许多个数量级。氢源可以包含氢离子或等价物的离子注入，或者可以再次是气态氢源，或者包含氢离子的等离子体源，或者含有氢离子的溶液，甚或是硅晶圆上的含氢表面层，如可以通过PECVD淀积有诸如氢化硅氮化物、氢化硅氮氧化物、氢化二氧化硅、氢化氧化铝等的层。
随后将晶圆暴露于子带隙光子允许硅晶圆内的一些或大部分H-原子转换成H0，从而大大增强了它们的扩散率和反应性。如果最初表面附近的氢浓度要大得多，那么通过子带隙光子的照射将H-重复转换成H0可以使其在如通过n型掺杂确定的、衰变回H-之前扩散短距离。然而，经由吸收子带隙光子从H-原子重复生成H0使得氢原子相对容易地从高浓度区域遍及晶圆扩散到低浓度区域。该扩散过程甚至可以在室温或现场运行温度下按与上述形成自修复模块类似的方式发生。然而，升高温度可以增加在由子带隙光子生成时的H0的扩散率，从而允许H0遍及整个n型晶圆更快且更远地扩散，使得可以更有效地钝化缺陷的总数并使得可以更均匀地改善晶圆质量。通常，当这种方法用于增强半导体内缺陷和污染物的氢钝化或消除贡献于HIR的氢化后的其余H-时，至少50℃的升高温度是有利的，更有价值的是高于100℃甚至高于150℃，以增强由子带隙光子生成的H0的扩散率和反应性。如果将加工时间保持在大约几分钟甚或更短很重要的，那么使用超过200℃甚至300℃的温度可能是有利的。如果氢源是含氢的介电质层，那么在需要可制造性的情况下，400℃到800℃范围内的温度将提供最短加工时间，尽管超过700℃的温度将导致相对高能级的原子氢不断释放到硅中(并因此能够潜在地生成额外的H-和关联HIR)。这在氢钝化的早期阶段无疑是有利的，以使大浓度的原子氢进入n型硅并且遍及n型硅的体积中完全合理地分布。然而，在此之后，优选使用低于500℃的温度，以使进入半导体的额外原子氢最小，而且如果半导体表面具有显著浓度的诸如如高密度晶界或位错的晶体缺陷(其在给定温度下更容易导致氢从表面介电质层释放到半导体材料中)，则甚至使用低于450℃甚或400℃的温度。在将近该过程结束时，还优选使用低于500℃甚至450℃的温度，以使由于与氢原子的键经热断裂而造成的缺陷的热重新激活最小。作为通过利用更高温度实现更快过程与使高温潜在负面影响最小之间的折衷方案，可以在仅仅1秒至30秒的非常短的时间内使用更高的温度，之后的时段在低于500℃甚或低于400℃甚或在逐渐降低的温度直至更低值的温度，以使总体钝化过程和消除HIR最有效。
最终消除足够的原子氢以防止来自残留H-的HIR过多的最有效方法之一是在高温下维持通过子带隙光子照射硅，以保持将H-转换成H0，使氢相对容易从硅晶圆中逸出，以转换成不再能生成H-的原子氢的另一种形式。
B.3.通过自动生成H-并使用子带隙光子来增强氢钝化
可以使具有任何掺杂浓度或极性的局部硅区接收超过局部净背景掺杂的非常高的原子氢浓度。这在这样的区域中生成增加的H-浓度。这在p型硅中特别有价值和有效，其中根据图3通常几乎不可能形成H-。
用于在硅中生成H-的这种方法涉及，即使背景掺杂是p型，也使用单原子氢作为掺杂剂，使EF移位至其略高于中间隙的优选值，在该中间隙处，超过背景掺杂浓度的所有原子氢的大约50％将处于负电荷态H-。这被称为根据氢自动生成H-，由于没有原子氢的掺杂能力，因此，在p型硅中生成显著能级的H-基本上是不可能的。如稍早所述，组合H-的自动生成和子带隙光子的使用以这种H-转换成H0，可以被用来极大地增强原子氢钝化生成H0的部位邻域的缺陷和污染物的能力。
另外，在通过自动生成形成H-的所有这样的硅区中，如前所述，硅可以通过子带隙光子加热和照射，以将一些或全部H-转换成H0或H+，用于增强氢钝化或消除HIR和/或HISR。
一旦一个或更多个区域已经建立了H-自动生成所需的条件，这些区域就可以扩展至其它区域，以通过将晶圆在黑暗(照度水平低于1mW/cm2，并且有利地低于0.1mW/cm2，并且优选低于1μW/cm2)中保持在至少50℃的温度并且有利地在100℃以上来增强氢钝化，同时优选维持氢供应到已经自动生成H-的区域中，如晶圆表面或轻掺杂区的末端或者诸如晶界等的晶体缺陷邻域。无论何时达到用于自动生成H-的条件，子带隙光子的额外使用都可以使得形成增加浓度的H0。在这些状态下，来自自动生成H-的区域的H0能够扩散到单原子氢浓度太低的相邻区域Y，以达到用于H-的自动生成所需的大约H(+/-)的费米能级。如果例如区域Y仍然是p型，并且EF低于中间隙，那么从图2中可以看出，流入该区域的H0将优先转换成H+，并且这样做的话，随着氢充当供体原子，将其电子释放到CB中。这使EF朝着H(+/-)移位。随着H0继续从X流入Y，只要EF保持在H(+/-)以下，那么H0继续优先充当供体原子。这将EF越来越接近H(+/-)移位，直到它变得足够接近以致于有显著存在的H-。在这些状态下，如前所述，H-的自动生成被认为开始，表示扩展区域X。这个过程可以继续，通过使用子带隙光子来增强，引导H-自动生成的区域横跨器件或半导体层扩展，只要供应足够的氢并且温度维持足够高且足够久，同时器件维持适当足够低的注入的状态即可。这遍及整个器件提供增强的氢钝化，尽管在将氢源去除、终止或充分减少时完成钝化过程，但在必需消除否则会造成HIR或HISR的任何残留H-。这可以再次通过子带隙光子照射硅来最有效地完成，从而导致H-转换成危害较小的电荷态，并且潜在地实现不再能够维持H-的自动生成的缩减原子氢浓度(如B.4中将要讨论的)。
如上所述，H-自动生成区域扩展至其它区域以增强氢钝化是通过将晶圆保持在至少50℃，并且优选高于100℃的高温下执行的。该过程甚至可以在室温下发生，但在室温下氢的扩散率太低。该过程最有用的温度范围是100℃至450℃，在此之上，H0的热生成非常高，以致于不需要H-的自动生成和子带隙光子的使用。该温度范围内的温度越高，H-自动生成区域的扩展越快。例如，只要有足够的单原子氢供应，氢钝化的显著改善可以通过这种过程来实现，如果温度接近400℃，则应用达至少1秒的时段，并且优选地如果温度处于350℃邻域则应用达10秒，并且如果温度低于300℃，则应用达100秒，并且优选地如果温度低于200℃，则应用达1000秒。可以扩展针对每个温度范围的这些时段中的每一个以进一步增强氢钝化的有效性。
B.4.使用子带隙光子消除过量H-以防止HIR
已经接受氢钝化过程的硅晶圆、器件或部分制造的器件可以在能够贡献于HIR的一个或更多个区域中具有残留浓度的H-。示例可以在n型区内或者氢浓度超过硅的局部掺杂浓度以导致H-自动生成的任何地方。在这些情况下，硅(并因此H-)可以暴露于子带隙光子源以将H-转换成H0，从而分散或除去造成HIR的H-。这在低注入能级(以保留处于负电荷态的尽可能多的原子氢)下最有效地完成，并且通过将来自每个间隙H-原子的电子激发到导带中的光子，由此将H-原子转换成H0来完成。这极大地增加了其扩散率并因此大大增加了其从这种高H-浓度区域分散的能力。如前所述，针对硅的高温将加速该过程。
然而，该过程需要在高于50℃且优选高于100℃的高温下进行。这是为了增加所得H0原子的扩散率，使得其可以从其现有位置以合理的速度移开，其中间隙氢浓度足够高以使一些氢原子维持在负电荷态H-。高于150℃甚或200℃的更加高的温度通过进一步增加H0的扩散率来进一步加速该过程。从制造的角度来看，250℃至300℃范围内的更高温度可能有利于增加吞吐量。对于高吞吐量制造来说，该过程甚至可以通过优选利用更高强度的子带隙光子以及300℃至400℃范围和极端地在400℃至450℃范围内的更加高的温度来进一步加速。
然而，这些增加的温度具有以下缺点：在如此高的温度下，从外部氢源扩散到硅表面的额外间隙氢原子的量可能更高，因此可能添加可能造成复合的额外氢，因此也可能需要分散或除去。为此，在此过程中不应使用超过650℃的温度，优选低于500℃甚或400℃。
如果这种高温被认为对加速制造中的过程很重要，那么可以有利地使用随后降低的温度同时继续子带隙电磁辐射暴露，使得大部分H-可以在该过程的较高温度部分期间快速分散，同时在该过程的较低或逐渐降低的温度部分期间，进入硅的额外氢的量大大减少，并且量减少的其余H-在相对短的时间范围内分散或除去。例如，在这个利用子带隙光子曝光的过程部分期间，600℃的温度可以使用30秒，然后在500℃下30秒，然后在400℃下30秒，然后在300℃下30秒，然后在200℃下30秒，最后在100℃下30秒。从实际的角度来看，这更容易实现，因为随着温度从600℃降低至100℃以下，同时晶圆暴露至子带隙光子，温度通常会在3分钟的时段中逐渐降低。
尽管能量范围为0.6eV至1.1eV的子带隙光子非常适合用于此过程，但在0.4eV至2.3eV的更宽范围内的光子仍然可以有利地使用，特别是如果使用更高的温度导致硅带隙能量的显著降低。使用能量高于半导体材料带隙的光子(室温下硅为1.12eV)的缺点是双重的。首先，这样的光子会增加注入能级(增加CB和VB中的载流子浓度)，这会使EF移位至更靠近中间隙，从而导致大量的H-暂时转换成H+，然后使其对子带隙光子无反应。其次，能量高于带隙的光子可以被硅吸收，留下更少的光子能够被H-原子吸收以便将它们转换成H0，特别是对于离光子正在进入硅的表面更远定位的H-原子来说。这可能是一个特殊的问题，其中介电质钝化的p型表面位于器件的后部(如在图1的PERC电池中)，然而由于横跨后部的金属阻止这些光子被馈送到背面中，因此光子被馈送到前表面中。在这种情况下，子带隙光子甚至更重要，因此它们可以穿透晶圆的厚度直到H-原子所在的地方。
H-原子转换成H0以供分散的速率是子带隙光子强度的函数。光子的强度(功率密度)越高，H-可以分散得越快，但是过高的强度会生成负面影响，即，H-转换成H0的速率趋于饱和，而介电质层内释放的额外间隙氢原子随后可以扩散到硅中并造成更多问题。能量在0.6eV至1.1eV范围内的子带隙光子的优选强度范围是1mW/cm2至1000mW/cm2。然而，也可以有利地使用0.1mW/cm2至10000mW/cm2范围内的这种光子的强度。
B.5.使用子带隙光子来创建或加速瞬态响应
在本方法的一些实施方式中，可以使用其中可以确定氢电荷态的针对器件的诸如注入能级的条件的瞬态响应。电荷态快速可以改变然后再次变回以生成氢电荷态的所需转变。例如，如果在氢化过程结束时(如在n型区中)器件中存在一些间隙氢仍然作为H-而驻留的一些区域，那么具有子带隙光子的短脉冲照射可以被用于通过激发电子进入CB来将一些H-转换成H0甚至H+。在每个脉冲结束时，当子带隙照射停止时，一些最初为H-的间隙氢对于主要条件，能够放松或衰减回优选H-电荷态。针对间隙氢原子的电荷态的任何转变总是涉及中性(高扩散率)电荷态H0，这使得频繁使用转变对于允许氢遍及器件移动(扩散)是有价值的。例如，甚至从H-到H+或反向的最极端转变都自然地涉及通过具有最高扩散率的优选H0状态的转变。这样的脉冲可以在1μs到几秒的持续时间内变化，这取决于所使用光子的强度和需要在电荷态下转变的氢原子的数量。类似地，脉冲之间的关闭时段可以在1μs到很多秒的持续时间内发生很大变化，但在理想情况下，最大化氢电荷态中的转变数通常有有利于加速分散或钝化过程。因此，接近1GHz的脉冲的频率可能是有价值的，尽管通常使用低于100KHz的频率，来确保在光子照射的关闭时段期间存在足够的氢以促使显著量的转变回其原始H-状态。也可以使用低于1Hz的频率，但往往会增加该过程所需的总时间。应注意到，这些瞬态效应也可以被用于增强缺陷和污染物的氢钝化以及分散氢以减少复合。这是因为一般来说，H0电荷态具有最高的扩散率和最高的反应性，并且由于其是迄今为止最难生成和最不稳定的电荷态，因此，其也是保持生成的最希望且最有效的电荷态。尽管如此，已经证明某些类型的缺陷(复合)，特别是带有特定极性电荷的那些，需要氢原子的特定电荷态以使发生键合并因此发生钝化。因此，这可能意味着在某些器件和材料类型中，最有效的钝化可能需要所有三种电荷态，因此，进一步加重对瞬态效应的使用，该瞬态效应可以被用于自然且容易地生成各种电荷态。
除了通过脉冲化子带隙光子而引入的瞬态效应以外，用于控制针对间隙氢原子的电荷态的任何方法原则上还可以被修改以利用通过瞬态响应提供的益处。例如，用于控制氢电荷态的常用方法是通过改变注入能级(载流子浓度)以有效地移位控制电荷态分布的费米能级。这可以通过照射或通过改变端子电压或两者来完成。这些注入能级变化也可以通过脉冲化或通过沿任一方向快速改变光强度或端子电压以生成瞬态效应来完成，针对照射水平或端子电压的每个这种变化，只要有足够时间允许在快速变化后，促使载流子浓度的变化和氢电荷态的对应变化即可。原则上也可以使用热变化来生成有利的瞬态效应，但是变化所涉及的时间要长得多，并且相对幅度的变化要小得多。使用电场的变化或瞬态效应也可以被用于一系列益处，此外，两者都涉及使氢移位以减少复合，而且还增强氢钝化缺陷的的反应性和能力。例如，在由p型硅制成的太阳能电池中，其中在至少一个区域中使用自动生成H-概念，在氢钝化完成时的间隙氢仍然超过p型掺杂剂的间隙氢，接近该区域中所有氢的一半仍然处于负电荷态并有助于HIR。然而，为了尝试利用所施加电场来移位该H-，器件需要正向偏压，这会导致电流流动并使注入能级改变。遗憾的是，这往往会将氢电荷态改变成H+，因此，反转氢原子移动的方向。为避免这种情况，可以使用瞬变。可以施加高强度脉冲(大电场)达短持续时间，同时氢仍为H-。对于H-来说通常需要几毫秒甚或一秒来响应改变的注入能级，从而允许该强电场对H-施加显著的力达该时段。然后在氢原子处于正电荷态的时段去除所施加的电场，从而允许注入能级减少回落和H+转换回H-。然后施加下一个脉冲并不断重复该过程。这种脉冲的频率可以在从大约1Hz(达接近1秒的脉冲持续时间)到1Mhz(其中所施加脉冲小于1μs)之间。然而，脉冲的优选持续时间为0.5ms至500ms，针对脉冲的对应频率通常为2Hz至1kHz，因为通常允许注入能级衰减的关闭时间需要远小于施加脉冲的时间。
子带隙光子的使用通常仅贡献于加速沿将H-转换成H0或H+的方向的瞬态响应。然而，由于H-原子的相对稳定性，最慢的转变通常是涉及H-转换成H0的转变。在文献中已经报道，针对这种转变的时间常数比任何其它转变长许多个数量级。因此，子带隙光子的使用可以非常有利地将该转变时间加速许多个数量级。因此，其可以与其它方法组合，这些方法组合生成氢原子电荷态的所需瞬态响应和瞬态变化，由此子带隙光子控制一个方向上的转变。
C.使用电场来操纵带电氢以解决太阳能电池中的接触电阻和氢致复合
在一些实施方式中，氢可以通过电场分散，它充分利用了间隙氢原子可以按三种电荷态存在于硅中的事实：正(H+)、负(H-)和中性(H0)。通过沿恰当的方向施加电场，带电间隙氢原子可以被操纵以通过电场的力移动。中性氢不受电场的影响，但是具有比带电氢更高的扩散率，因此即使没有电场也可以轻松移动。这允许从对遍及器件的缺陷氢钝化获得最大益处，同时通过氢的掺杂效应使表面或本体复合的增加最小。该去除过程也可以包括为氢钝化过程的整体但稍后的一部分，以避免使用单独的工序或设备。
下面，参照图8，示出了根据实施方式的用于加工PV器件的方法的流程图800。在步骤802，按下述方式对器件的至少一部分进行热处理：氢原子朝着至少一个掺杂区迁移，以使所述至少一个掺杂区内的氢浓度变得比该区域的掺杂浓度高至少10％。而且，在步骤804，按下述方式横跨器件的至少一部分施加电场：通过该电场将带电氢原子驱离所述至少一个掺杂硅区。
进行步骤802以使氢原子分布在所述至少一个掺杂硅区内，并进行步骤804，以使带电氢迁移出所述至少一个掺杂硅区。
一旦氢原子浓度超过器件任何区域的缺陷钝化所需的水平，就可以采用施加电场来操纵和移位带电氢原子，以便增强缺陷和污染物的氢钝化。在氢钝化过程之后，电场可以继续或再次被用于操纵并移位任何带电的过量间隙氢，使其远离任何有问题的区域，在该区域中氢具有当前或将来劣化器件的电性能的潜在性。总之，氢的移位可以带来多重益处，因为它可以从有问题的区域移位出，以减少与过量氢(HISR和HIR)相关联的负面影响，和/或移动到需要更大量氢的区域以增强缺陷钝化。
通常，当该实施方式用于增强半导体内缺陷和污染物的氢钝化或消除贡献于HISR或HIR的过量浓度的带电氢时，至少50℃的升高温度是有利的，更有价值的是高于100℃甚至高于150℃，以增强氢的扩散率和反应性。高于100℃，尤其是120℃甚或150℃的温度特别有利于热破坏任何氢原子的键，这些氢原子通过键合而不是简单的补偿来中和固定的有意掺杂物，从而释放氢，使其可以通过电场移位。如果将加工时间保持在大约几分钟很重要的，那么使用超过200℃甚至300℃的温度可能是有利的。如果氢源仍然存在(如来自介电质层)，那么在需要可制造性的情况下，300℃到450℃范围内的温度将提供最短加工时间，尽管超过450℃的温度将导致一些缺陷重新激活并且还导致相对高能级的原子氢不断释放到硅中(并因此能够潜在地生成额外的HISR和HIR)。事实上，针对后者，优选使用低于450℃的温度，以使进入半导体的额外原子氢最少，而且如果半导体表面具有显著浓度的诸如如高密度晶界或位错的晶体缺陷(其在给定温度下更容易导致氢从表面介电质层释放到半导体材料中)，则甚至使用低于400℃的温度。在将近该过程结束时，还优选使用低于400℃的温度，以使由于与氢原子的键经热断裂而造成的缺陷的热重新激活最小。作为在更高温度下的更快过程而最小化高温潜在负面影响之间的折衷方案，更高的温度可以跟随较低温度甚或逐渐降低的温度一段时间。
加速利用电场移位间隙氢的过程的另一种方法当然是增加施加的电场以增加电流和带电间隙氢原子上的对应力。然而，后者也具有增加器件的有源区中的注入能级的负面结果，由此增加的载流子浓度，特别是增加的少数载流子浓度，导致EF尝试并朝着针对硅的中间隙(导带与价带之间的中途)移位。这导致一些氢切换电荷态。尽管浓度可能很小，但改变电荷态的任何氢将因所施加电场而沿相反方向移动，从而降低了所需移动的有效性，并且在H-移位至H+的情况下，还降低了移动率，因此在问题区域中可能残存更多的氢。伴随这的问题是，当器件处于更高的注入能级时，其也只是一个临时转换，而当将电源去除(或其电流减小)并且器件返回至其较低注入能级时，可能导致氢返回至对于该特定区域有害的电荷态。因此，在较高电流下的这种方法可能不一定导致大部分氢移位或分散至不再存在问题的地方。此外，用于实现本发明这一部分的潜在更有效的变型例可以是通过最初利用沿正向偏压方向的如所述的更高施加电场(和因此更高的电流)，以将大部分间隙氢原子从它们超过局部掺杂浓度的区域移位，跟着使用较低电流的减小电场。针对器件的有源部分具有较低注入能级的后者允许氢原子在局部浓度仍然超过背景p型掺杂的任何地方都有机会返回至H-电荷态。然后，其余的较小量的H-可以按不可能处于具有更高注入能级的更高施加电场的方式移位至较少破坏的区域。
C.1.使用电场移动在表面区被捕获、储存或造成问题的氢
典型太阳能电池在n型发射极的顶部上具有含氢介电质。热处理导致氢流入通常重掺杂的n型发射极表面。由于EF，几乎所有的原子氢都以H-形式存在，并被捕获并储存在表面处。在PERC电池结构中，在后部还存在含氢介电质，其为后p型表面提供氢源。在该表面处，由于EF，进入硅的几乎所有原子氢都以H+存在，并且将以类似的方式被捕获并储存。氢的这种储存可能是有意的以供进行进一步氢钝化过程，或者无意的并且可能导致高串联电阻(包括接触电阻)或表面钝化劣化，因为表面掺杂变成氢反掺杂。在任何情况下，可以将正向偏压电场施加至太阳能电池触点，以将移动的H-和H+氢储存移位远离相应n型表面和p型表面和触点直至更深的区域，以减少HISR或不良的表面钝化效应或增强氢钝化。然而，键合氢原子(如钝化硼原子的那些氢原子)移动性较差，且不易受电场影响。在这种情况下，有利的是充分加热硅以热断裂键并因此释放氢原子从而增加它们的扩散率(这是非常依赖于温度的)，因此它们可以在如上针对移动氢原子所述的所施加电场的影响下移动。为此目的，可以使用高于100℃，优选至少150℃甚或高于220℃的温度。增加的温度也有利于增加氢的扩散率以加速该过程。
除了串联电阻问题和表面钝化劣化以外，在太阳能电池的表面或任何其它区域堆积H-可以导致氢致复合(HIR)形式的复合损失。如果器件内任何地方的间隙氢原子浓度相当甚或显著超过硅的局部掺杂浓度，则会发生H-的堆积。在这种情况下，H原子起作用以反掺杂硅，使EF达到带隙以上的～0.16eV，在此，大浓度的H+和H-可以共存。H-的局部积聚生成了复合的额外组分，因为中性带电氢原子从导带接收电子，以生成带负电氢原子，而带负电氢原子与空穴相互作用，通过生成带中性电荷氢原子来完成复合过程。减轻该问题的一种方法是沿恰当方向向硅施加电场以对H-原子施加力，使得它们移动并分散到太阳能电池的一个或多个区域中，其中氢的量不再超过背景掺杂浓度。尽管它们的移动率(或扩散率)远低于具有中性氢电荷态H0的原子的移动率(或扩散率)，但H0原子在H-被施加电场时没有任何力施加在它们上面。因此，尽管由于H-原子的扩散率差而过程缓慢，但H-原子响应于所施加的力确实缓慢移动并最终移动至间隙氢浓度足够低以致H-不再被维持或生成的位置。因此，它们在这样的位置改变成不同电荷态，并因此它们不再负责对器件中的总暗饱和电流或复合作出贡献。在移动到另一个位置方面，任何键合或不带电氢都不会响应这种施加的电场，除非加热至足够高的温度以破坏键。
作为本发明的一部分，如何应用这种电场来实现氢分散过程的一个示例是，将外部电源的正端子连接至太阳能电池(图1中的器件的后部)或模块或串联连接电池串的正触点，并且将同一外部电源的负端子连接至同一太阳能电池(图1中的器件的前部)或模块或串联连接电池串的负触点，以便正向偏压太阳能电池或模块或串联连接太阳能电池串。这导致电场使电流流过每个太阳能电池的正向偏压的p-n结。通过增加施加的电场以增加电流流动和带电间隙氢原子上的对应力，可以加速该过程。然而，这也具有增加器件的有源区中的注入能级的负面结果，由此增加的载流子浓度，特别是增加的少数载流子浓度，导致EF尝试并朝着针对硅的中间隙(导带与价带之间的中途)移位。因此导致一些氢切换电荷态。尽管浓度可能很小，但改变电荷态的任何氢将因所施加电场而沿相反方向移动，从而降低了所需移动的有效性，并且在H-移位至H+的情况下，还降低了移动率，因此在问题区域中可能残存更多的氢。伴随这的问题是，当器件处于更高的注入能级时，其也只是一个临时转换，而当将电源去除(或其电流减小)并且器件返回至其较低注入能级时，可能导致氢返回至对于该特定区域有害的电荷态。因此，在较高电流下的这种方法可能不一定导致大部分氢移位或分散至不再存在问题的地方。此外，用于实现本发明的潜在更有效的变型例可以是通过最初利用沿正向偏压方向的如所述的更高施加电场(和因此更高的电流)，以将大部分间隙氢原子从它们超过局部掺杂浓度的区域移位，跟着使用较低电流的减小电场，并因此降低了器件有源部分的注入能级，从而允许氢原子有机会返回至H-电荷态，无论对于仍要确定局部有效净掺杂浓度(因此可以导致在先前被p型掺杂的材料中存在H-)的氢来说局部浓度仍然足够高的什么地方。这允许其余的较小量的H-按不可能处于具有更高注入能级的更高施加电场的方式移位至较少破坏的区域。
C.2.使用电场结合照射移动在表面区(包括在金属触点界面处)被捕获、储存或造成问题的氢
在类似于C.1.中描述的情况下，典型太阳能电池具有存在于前n型发射极表面上的含氢介电质(也适用于p型发射极)。在没有电荷态控制的情况下，任何热处理都会使氢进入硅表面，其因n型掺杂而大部分变为H-(或p型发射极中的H+)，其会被捕获并在表面处堆积。这可能会导致串联电阻效应，破坏表面钝化并防止氢进入晶圆本体更深处以在需要时进行钝化。比C.1.更快的用于移位该氢的方法是使用照射或增加注入能级来生成显著增加量的H0。在n型硅中，照射可以通过所生成的增加注入能级的影响或者通过直接光子相互作用从H-原子去除电子来增加H0份额。中性H0可以快速扩散开，因为其具有更高移动率，并且不会与带电物质(掺杂剂或杂质)相互作用，从而降低HISR和表面钝化劣化，同时将其分散在本体内以改善本体钝化。
使用照射来增加H0浓度并使其扩散氢的不适宜副作用之一是原子氢可以在由金属触点照射阴影区域中积聚。例如，如果顶面发射极是n型，那么移动至触点下方区域的H0将具有减少的电荷态控制(注入能级将略低于周围区域)，并因此转换回H-，而且也没有光子来捕获H-的电子，因此它被捕获了。在转换成H-方面，其它充当受体，因此反掺杂n型掺杂；并且类似地，在p型发射极中，其将转换回H+，充当供体以反掺杂p型。在这样的区域中，H积聚可以有效地钝化金属/硅界面并导致不希望的接触电阻增加。金属/硅界面邻域的有效掺杂的这种减少增加了有效接触电阻，因为这种欧姆接触通常依赖于重掺杂来实现导电性。在金属触点处的这种不希望的原子氢积聚可以以几种方式解决。
一种可能的方法涉及将电场施加至其中氢积聚在金属触点邻域的区域。对于n型触点，积聚的原子氢将是H-(充当受体以反掺杂n型掺杂)，使得有利的是，沿从金属/硅界面向p-n结驱离H-的方向施加电场。这涉及施加外部电场以便正向偏压p-n结并从n型金属触点向p-n结驱动负电荷(包括H-)。同样发生在p型金属接触处，其中任何原子氢将处于正电荷态并且由相同施加电场从器件的另一极性向结驱动。在两种情况下，需要施加电场达足够时间以使带负电氢或带正电氢移动足够距离，以便不再干扰相应触点的欧姆性质。
在移动到另一个位置方面，任何键合或不带电氢都不会响应这种施加的电场。在这种情况下，有利的是充分加热硅以热断裂键并因此释放氢原子，因此它们可以在如上针对移动氢原子所述的所施加电场的影响下移动。为此目的，可以使用高于100℃，优选至少150℃甚或高于220℃的温度。如在示例C.1.中，可以使用进一步增加的温度和电流来加速该过程，同时留心可能发生的其它影响，如取消钝化与杂质键合的氢或，或者注入能级的变化和因此改变浓度的电荷态。
C.3.电荷态控制与电场相组合
该示例有关存在氢的任何硅太阳能电池。在没有电荷态控制的情况下，每个位置处的各种氢电荷态的浓度比将由局部EF确定。如图2所示，n型硅中几乎所有的氢都是H-，而p型中几乎所有的氢都是H+。在具有p-n结的典型太阳能电池中，因此，施加正向偏压电场将使任何移动氢(n型中的H-，p型中的H+)向内移位离开表面朝向并可能穿过结。这有利于分散表面处的造成HISR或表面钝化问题的大量氢，然而，可能存在需要沿另一方向移位氢的场合。可能是这样的情况：例如当在结附近发生有问题的氢堆积时或者如果更希望将氢朝着表面移位回以供将来释放和消除、表面悬空键钝化或其它。
在准中性区域，反向偏压不会显著移位氢，因为p-n结中的电流可忽略不计。然而，这可以通过照射来改变，其然后允许光生电流沿相反方向流动，如果器件在黑暗中被正向偏压，则电流将流过该方向。这允许准中性区域中的带电原子和粒子经历电场并因此移动，但与器件被正向偏压时的方向相反(在C.4中进一步讨论)。
另选地，增加注入能级可以被用于移位硅的EF并将一些氢转换成少数电荷态。然后，当按与前面在C.1和C.2中描述的相同方式施加电场时，由于正向偏压，在n型中生成的H+和在p型中生成的H-接着将从结移开并朝着表面返回，而生成的任何H0也会分散，不受掺杂和电场的影响。
而且，如在先前的示例中，增加的温度可有利于增加氢扩散性、EF以及电荷态控制，以及断开键从而移动更多的氢。为此目的，可以使用高于100℃，优选至少150℃甚或高于220℃的温度。更高的温度和更高的电流，也可以用来加速这个过程，同时留心可能发生的其它影响，如取消钝化与杂质键合的氢或，或者注入能级的变化和因此改变浓度的电荷态。在该示例中，后者实际上可以用于增加电荷态控制的益处。
C.4.与反向偏压电场组合的照射
使用电场在硅p-n二极管或太阳能电池的准中性区域内移位氢需要电流流动以使带电载流子在经受偏压时移动。通常，这需要p-n结正向偏压以使电流流动；反向偏压下的电流流动通常可以忽略不计，并因此不会对带电氢产生显著影响。然而，如果p-n结被照射，那么光伏效应照常载流子生成，其接着在经受反向偏压时会流动。这样，如果存在C.1&C.2中的情形，由此在器件表面附近存在大浓度的氢，那么可以使用氢电荷态控制技术组合反向偏压来将氢更深地移位到硅中。高照度或注入能级变化将生成大量载流子以及将大浓度氢从多数电荷态转换成相反电荷态(即，在n型中生成H+，在p型中生成H-)。然后施加反向偏压将导致显著的电流流动，从而将该带电氢从表面移位开，随着H+向被负向偏压的p型移动而H-向被负偏压的n型移动，更深入到样品中。
相反地，可能出现这样的情况：带电氢的浓度存在于将有利地从结向表面移位开的区域(如在C.3中)。而且，照射可以被用于生成载流子并使电流能够在反向偏压下流动以移动带电氢物质，然而，在这种情况下，p型侧中的氢需要朝向被负偏压的p型表面和触点移动，而对于n型侧反之亦然。这要求EF反映背景掺杂，并因此注入能级不太显著增加，使得H+在p型中占主导，而H-在n型中占主导。因此存在折衷方案，由此过高的照度将导致过多的氢转换成错误的电荷态并因此沿不希望的方向移位，而照射太少会导致电流过小，从而导致过程缓慢。利用所有这些过程，升高的温度起到增加扩散率的作用，以加速这些过程。
C.5.利用电场操纵介电质中的氢
介电质中的带电氢原子对于在现场运行的光伏器件可能特别有害。由于氢缓慢释放到器件中并且需要时间在局部区域中堆积至有害浓度，因此，这种氢的影响可能多年不会出现。因此，重要的是在运行之前从介电质中清除未键合的氢。使用与太阳能电池相邻地安装的高压电极(相对于电池电压的高电压)，或者将静电或电晕电荷淀积到介电质层表面上，可以被用于帮助驱动带电氢原子从介电质层进入硅中，要么沿远离半导体表面的方向离开介电质层，这取决于电极的极性或相应静电荷以及氢原子的电荷态。介电质内的H0原子将不受这种电场的影响，但这是相对不重要的，因为它总是少数电荷态，并且进一步地，该电荷态具有高扩散率，因此可以通过在较低温度下的扩散从介电质层中被去除。热效应可以与静电电荷的施加同时或分开施加，其中高温有用于增加带电原子或颗粒的扩散率。
C.6.反向偏压以经由直接电场解决结附近的反掺杂
在示例C.4中，在使用照射时施加反向偏压，使得电流可以流动，以便即使在准中性区域中也可以根据需要操纵和移位任何带电氢。这是一个相对缓慢的过程，因为氢原子未经受任何显著的直接电场。
该示例适用于氢反掺杂结附近的背景掺杂剂而导致高电阻率或几乎本征区时的情况。在这种情况下，可以施加反向偏压，扩大结的耗尽区以包含该反掺杂区，从而横跨有问题的区域施加直接电场，使得可以直接操纵任何移动氢。这发生在例如允许氢迁移至结甚至穿过结的各种氢化过程、暗退火、现场运行或光浴之后。在结区中大量堆积氢后会产生特别有害的情况，导致p型侧上的掺杂剂被完全反掺杂，甚至可能在EF接近H(+/-)能级的情况下变为n型，基本上移位了p-n结的位置。只要EF被氢移位成处于H(+/-)能级的邻域，氢致复合(HIR)就可能成为问题。此时，条件还可以使得自动生成H0，由此大量H-可以与H+一起存在，并且高于需要掺杂至EF H(+/-)的氢的任何额外氢都具有作为H+或H-而存在的相等概率，从而产生氢可以在总是通过中性电荷态的状态之间自由改变的情况。相对较大浓度的H0具有更高的扩散率，而不受带电掺杂剂、杂质或缺陷的影响，从而允许高于需要造成H(+/-)EF的氢的大部分过量氢相对快速地离开有问题区域。然而，随着H0离开H(+/-)EF区域，例如穿过新的p-n结进入p型基极，其将快速转换成H+和并且反掺杂与新结相邻的p型。这个过程可以继续并保持扩展H(+/-)区域，只要供应的氢正在流入这样的区域，无论是由于加工、现场运行还是其它方面，都移位p-n结。
在某一点上，由于H0的自动生成，进入该区域的氢可以变得少于从该区域分散的氢，否则在这种情况下该过程将减慢并可能停止。由于过量的氢(超过需要造成H(+/-)费米能级的氢)清除，因此，氢致复合将减少。存在于该区域中以生成H(+/-)能级的氢将保留并且可能对电池性能特别有害。在这种情况下，由于结区中的少数载流子浓度增加，源自这种有效非常轻掺杂区的暗饱和电流分量被极大地放大。这将导致对应复合，从而因伴随结复合的理想因子的增加，而造成器件填充因子的劣化。这种氢也特别难以移位，因为它是带电氢，具有低移动率并且甚至可能与掺杂剂原子键合；在正常操作条件下，这将是一个非常缓慢的恢复过程。
可以将电场有利地用于移位基本上粘附在该有害区域中的氢。在这种情况下，随着氢反掺杂结区中的掺杂剂，硅可以是几乎本征的或者至少非常高的电阻率。这意味着对器件施加反向偏压会造成耗尽区扩展并覆盖特别宽的区域，重要的是包含所有含有有害浓度氢的区域，从而允许将相对强的电场施加至任何残留的非键合H+以使其移位远离结。可以使用少量的照射以使电流流动，使得即使一旦其从电场的直接影响移位并进入准中性区域，也存在额外的力以供带电氢继续引导氢。
如在示例C.4中，反向偏压将有助于使氢离开结区，因为p型侧上的H+氢朝着被负偏压的p型表面和触点进一步移动到p型电池的本体中，而对于n型侧，反之亦然。因此，这再次要求注入能级不太显著地增加，使得H+在p型中占主导，而H-在n型中占主导。因此存在折衷方案，由此过高的照度将导致过多的氢转换成错误的电荷态并因此沿不希望的方向移位，而照射太少会导致电流过小，从而导致过程缓慢。
而且，至少50℃的升高温度是有利的，更有价值的是高于100℃甚至高于150℃，以增强氢的扩散率和反应性。高于室温并且优选高于100℃，并且理想地高于120℃的温度进一步有利于热破坏任何氢原子的键，这些氢原子通过键合而不是简单的补偿来中和或可以中和固定的有意掺杂物，从而释放氢，使其可以通过电场移位。如果将加工时间保持在大约几分钟很重要的，那么使用超过200℃甚至300℃的温度可能是有利的。如果氢源仍然存在(如来自介电质层)，那么在需要可制造性的情况下，400℃到800℃范围内的温度将提供最短加工时间，尽管超过700℃的温度将导致相对高能级的原子氢不断释放到硅中(并因此能够潜在地生成额外的HISR和HIR)。事实上，针对后者，优选使用低于500℃的温度，以使进入半导体的额外原子氢最少，而且如果半导体表面具有显著浓度的诸如如高密度晶界或位错的晶体缺陷(其在给定温度下更容易导致氢从表面介电质层释放到半导体材料中)，则甚至使用低于400℃的温度。在将近该过程结束时，还优选使用低于500℃的温度，以使由于与氢原子的键经热断裂而造成的缺陷的热重新激活最小。作为在更高温度下的更快过程而最小化高温潜在负面影响之间的折衷方案，更高的温度可以跟随较低温度甚或逐渐降低的温度一段时间。
C.7.晶界中的电场和氢
硅太阳能电池中的晶界可以帮助加速氢从氢源流入器件。诸如暗退火的过程可以促使氢然后优先沿着晶界或缺陷扩散，而非硅的本体。将p型硅中GB(或其它晶体缺陷)的局部区域内的原子氢浓度增加至高于GB中背景掺杂浓度的副作用是这种原子氢转换成H+及其作为供体掺杂剂的影响可以将这种局部区域转为n型。这与相邻硅生成p-n结，其具有较少的原子氢并保持为p型。由于氢供体掺杂剂(其与被取代地键合的通常掺杂剂相比可移动)有效地生成结和电场，因此由该结生成的电场有些不稳定。正常情况下，对于现场运行的PV器件，这种氢供体在室温或运行温度下具有足够低的扩散率，除非时间尺度为数月甚或数年，否则它们的移动可以被认为是可忽略不计的。然而，随着由氢供体形成的结形成相当强的电场，在只有几天甚或几小时期间，甚至在室温下，有很大的力施加至正在生成该电场的氢供体，这造成它们缓慢移动。氢供体的对应移动使得逐渐无效化或破坏由供体生成的电场。通过将局部H+供体浓度降低至与背景p型掺杂浓度近似相同，这逐渐消除了对应p-n结，因此消除了由H+供体形成的n型区以及对应的不稳定p-n结。
然而，这导致的问题是GB的壁从具有高浓度H+供体的n型变换成基本为本征硅，因为H+浓度下降到与背景掺杂剂的大约相同或更小。在这些情况下，来自GB邻域的这种有效非常轻掺杂区(或其它晶体缺陷)的暗饱和电流分量因少数载流子浓度增加而被极大地放大，大概是因缺陷而进行复合的最差区域。由于有效的低掺杂，如果这种轻掺杂区延伸至p-n结，那么甚至可以将这些区域自动地并入耗尽区。这将导致对应复合，从而因伴随结复合的理想因子的增加，而造成器件填充因子的劣化。因此，GB邻域的这种非常轻的有效掺杂对于器件性能来说是不好的情形。
作为间隙H+的其余原子氢以及在钝化带负电硼原子(在硅晶格内被取代地键合)中局部地键合的任何H+(其负责造成非常低的有效净掺杂)，因此需要移位到其它区域，以使得GB中或附近的背景掺杂剂在GB内原子氢浓度增加之前将有效净掺杂升高回其原始水平。用于增加H+可以移位开的速率的方法是施加将结反向偏压的外部电场，从而导致来自p-n结的耗尽区横跨GB的净掺杂很低的这个区域扩展，并因此允许相对强的电场施加至任何残留非键合H+，以使其移位远离结并且远离GB直至它们造成损很少破坏的区域。对于与硼原子键合同时钝化(中和)它们的H+，该器件可以有利地同时加热至高于150℃，优选高于200℃，以热破坏这种键从而释放H+并允许其通过电场移位。
C.8.瞬变
使用电场的变化或瞬态效应也可以被用于一系列益处，此外，两者都涉及使氢移位以减少复合，而且还增强氢钝化缺陷的的反应性和能力。例如，在由p型硅制成的太阳能电池中，其中在至少一个区域中间隙原子氢超过p型掺杂剂的间隙氢，接近该区域中所有氢的一半处于负电荷态并贡献于复合。然而，为了尝试利用所施加电场来移位该H-，器件需要正向偏压，这会导致电流流动并使注入能级改变。遗憾的是，这往往会将氢电荷态改变成H+，因此，反转氢原子移动的方向。为避免这种情况，可以使用瞬变。可以施加高强度脉冲(大电场)达短持续时间，同时氢仍为H-。对于H-来说通常需要几毫秒甚或一秒来响应改变的注入能级，从而允许该强电场对H-施加显著的力达该时段。然后在氢原子处于正电荷态的时段去除所施加的电场，从而允许注入能级减少回落和H+转换回H-。然后施加下一个脉冲并不断重复该过程。这种脉冲的频率可以在从大约1Hz(达接近1秒的脉冲持续时间)到1Mhz(其中所施加脉冲小于1μs)之间。然而，脉冲的优选持续时间为0.5ms至500ms，针对脉冲的对应频率通常为2Hz至1kHz，因为通常允许注入能级衰减的关闭时间需要远小于施加脉冲的时间。
C.9.层压期间施加电场
该示例允许在模块层压过程期间执行来自先前示例的所有上述概念的应用。这样的过程可以包括用于从表面介电质或类似物中释放氢的热处理，要么可以在电池制造期间遵循导致氢释放的其它热处理。用于层压的典型热条件可有利于移位间隙氢，然而，用于更好地控制热条件以及照射的专用层压机可能更有利。层压过程期间的电场可以通过与电池或串互连或外部模块触点接触来施加。
C.10.堆叠的电池
示例C.9提出了一种通过在层压期间将电场施加至模块中的串联连接电池来向大批次电池施加电场的方法。可以将电场施加至大批次电池的方法的另一示例是堆叠电池或电池串。在这样的堆叠中，电池全部串联连接，从而允许从电池堆的顶部到底部施加偏压，以使电池全部变得类似地偏压。
许多太阳能电池或太阳能电池串或模块堆可以彼此堆叠并且全部串联(或并联)连接，使得全部可以利用从外部电源生成的施加外部电场来同时进行处理。
D.使用氢阱来消除高原子氢浓度区域，从而造成在劣化表面钝化的表面处的HIR和氢反掺杂
实现使用H0的热生成来解决氢供体所生成的问题(甚至由H-生成的HIR)的一种特别有效方法是在加热硅的同时，在问题所存在地方附近生成氢阱。这些氢阱大大降低了其邻域的原子氢浓度，并且由于生成的浓度梯度，而允许来自更远距离的单原子氢向这些氢阱扩散。
下面，参照图9，示出了根据实施方式的用于加工PV器件的方法的流程图800。在步骤852，形成至少一个氢阱区，该至少一个氢阱区被设置成从器件的其它区域吸引原子氢。而且，在步骤854，按下述方式将器件的至少一部分暴露至氢原子：氢原子朝着至少一个掺杂区迁移，使得所述至少一个掺杂区内的氢浓度暂时增加得至少与该区域的掺杂浓度相同，随后，氢朝着氢阱区迁移出所述至少一个掺杂硅区，以使所述至少一个掺杂区内的原子氢浓度下降至该区域的掺杂浓度以下。
例如，与硅在所需温度下形成熔融共晶的元素的使用，可以通过在共晶温度或高于共晶温度下形成局部熔融区域而在局部区域中使用以生成这种氢阱。例如，铝在577℃下与硅形成共晶。因此，可以通过淀积或印刷铝来生成氢阱，以便于其与硅晶圆的后p型表面接触，然后加热几秒至高于共晶温度的温度，从而允许同时热生成H0和生成完全横跨器件后部策略性地定位的熔融阱区。这允许大部分过量的单原子氢被吸走(或扩散离开)表面以及其存在正在造成诸如HIR或反掺杂甚或伴随金属/硅界面的串联电阻问题的任何其它地方。
在优选实现中，局部熔融氢阱区可以通过以下步骤横跨晶圆背面策略性地形成：首先利用介电质层涂覆晶圆的后p型表面，诸如利用激光对介电质层进行局部地构图以局部暴露硅表面，然后将铝层(或者按所需温度在与硅的界面处形成熔融区域的其它材料)淀积到介电质层上，由此其也接触p型硅的暴露局部区域。在加热至高于共晶温度的温度达几秒时，热生成H0和生成横跨器件后部策略性地定位的熔融阱区同时发生，从而促使过量原子氢从高浓度区域扩散至这些氢阱。已经证明这适于消除遍及器件的大多数HIR并且适于解决由在金属/硅界面处积聚的氢产生的任何接触电阻问题。然而，尽管已经证明共晶温度以上的1秒至1000秒的时段能够解决由过量原子氢产生的这些问题，但2秒至100秒是一优选范围，因为少于2秒对于大部分氢来说没有充分时间扩散至氢阱，而持续时间超过100秒可能因某些缺陷在这样的温度下重新激活而导致对器件的损坏。为此，在共晶温度以上的3秒到10秒的持续时间是理想的。
生成氢阱的另一示例是使用诸如激光的局部热源来熔融一个或更多个局部区域中的、将要形成氢阱的硅表面。利用这样的局部热源，针对晶圆的平均温度可以在300℃至900℃的范围内单独设定成针对所需时段的优选值，而局部热源可以独立但同时应用，以通过局部地加热硅至1400℃以上(在此温度下熔融)来生成局部氢阱。有利地，可以间歇地生成通过熔融硅而生成的这种氢阱，如通过使用脉冲化或Q开关激光，使得硅仅保持熔融达较小百分比时间。这保持有效，因为每次硅变熔融时局部原子氢浓度降至几乎为零，然后在硅是固体时氢逐渐增加，并且氢从原子氢浓度过高的周围区域扩散到该区域中。然后每个激光脉冲重复这个循环，从而允许原子氢不断扩散到这个氢阱中，即使其可能在小于1％的时间内熔融。例如，运行在532nm并且Q开关频率为100kHz的频率加倍的Nd-YAG激光器随着每次脉冲可以保持硅熔融达10ns至100ns，这意味着硅仅在0.1％至1％的时间内熔融，但仍然生成了连续的氢阱。
优选的是，在有利于具有更高浓度的原子氢时，这种氢阱仅在原子氢浓度要降低时的时段期间作为氢阱有效，而在氢钝化发生的时段期间无效。然而，如果为了简化或成本而需要在进行氢钝化时存在氢阱，那么尽管存在对降低氢浓度起作用的氢阱，但是仍然可以非常有效的折衷方案是显著增加供应到器件中的原子氢，以仍然提升器件的大多数区域中的原子氢浓度。例如，如果在硅晶圆的一个或多个表面上的PECVD淀积的介电质层是用于氢钝化的氢原子的一个或多个源，那么在氢钝化期间，温度可以升高至比通常使用的值更高的值(如高于700℃甚或高于800℃或理想地高于900℃)，以便大大增加扩散到晶圆中的原子氢的量以供进行氢钝化。温度可以维持高于该预定高温达至少1秒，以确保良好的氢钝化，优选达至少5秒甚或20秒，但不超过5分钟或者氢源可以耗尽。然后可以降低温度(如低于700℃甚或低于600℃)，以便减少氢流入硅，然后允许氢阱有效地大大降低遍及器件的原子氢浓度。根据氢阱的温度依赖性，在400℃至700℃范围内的温度对于降低硅内的氢浓度可以特别有效。
通常，在n型硅中将硅加热到至少300℃而在p型硅中将硅加热到至少400℃是实现原子氢的足够扩散率所必需的，如通过生成足够的H0。然后，这些氢阱可以有效地大大降低其邻域的原子氢浓度，并且由于生成的浓度梯度，而允许来自更远距离的单原子氢向这些氢阱扩散。在其最简单的实现中，可以横跨器件的整个背面生成这样氢阱，但另选地可以生成遍及器件的局部氢阱以实现类似的结果。
另一类型的氢阱可能是生成极高缺陷密度的区域，因此原子氢扩散到该区域以钝化缺陷，缺陷密度很高，以防止原子氢的稳定钝化。在这种情况下，缺陷充当催化剂以使原子氢转换成分子氢并因此停止能够贡献于器件的有源区域中的复合。这样做时，通过将局部原子氢浓度降低至几乎为零来生成原子氢阱。而且，需要如上所述的高温来增加原子氢的扩散率。
应当认识到，有时这种氢阱的生成还可能生成高复合的区域，这会劣化器件性能。在这种情况下，可以有利的是，在氢阱区域中重掺杂硅以便阻止少数载流子(p型区中的电子或n型区中的空穴)流入氢阱同时在高温下仍然促使原子氢流入氢阱。这也可以被视为定位局部重掺杂区内的氢原子阱，其对总器件复合或暗饱和电流贡献很小。
原子氢阱的生成也可以与适于增加氢原子的扩散率冰因此扩散至氢阱的能力的一系列技术结合使用。这样的技术包括加热该器件以增加氢扩散率，使用子带隙光子以将H-转换成H0，通过照射或电场施加来增加注入能级，以增加原子氢的少数电荷态的浓度，特别是具有最高扩散率的中性电荷态等。
E.使用晶体缺陷来消除高原子氢浓度区，从而造成在劣化表面钝化的表面处的HIR和氢反掺杂
按如针对氢阱所述的相似方式，晶体缺陷也可以像原子氢阱一样用来吸引原子氢。一旦含氢介电质已经被加热至高温以热释放介电质内的氢原子，与介电质层相邻的这些晶体缺陷(如在硅与介电质接触的硅表面处)就充当氢具有高扩散率的氢阱或区域，以便加速原子氢可以从介电质扩散到晶圆表面并且更深地进入晶圆的速率。这可以显著增加从介电质释放到硅中的氢的速率和总量，并因此显著增强硅内的氢钝化质量。这仍然受益于在更高的温度下，优选高于300℃，理想情况下可能在400℃至450℃，以获得最佳的氢钝化效果。高于此的温度也可以保被用来加速它，使得该过程只需要10秒到1000秒，但钝化的缺陷往往会在450℃到500℃的温度下重新激活，因此氢钝化质量会劣化。然而，在钝化之后，可以保留大量浓度的残留原子氢，这可能导致HIR，或者反掺杂硅从而造成HISR或表面钝化的劣化。与章节D中的氢阱类似，晶体缺陷也可以被用作氢阱以去除有问题的残留氢。
下面，参照图10，示出了根据实施方式的用于加工PV器件的方法的流程图860。在步骤862，在硅中形成这样的区域：该区域具有比用于制造光伏器件的硅晶圆的平均晶体缺陷浓度高的晶体缺陷浓度；该区域被设置成从器件的其它区域(包括从充当氢源的介电质层)吸引原子氢。而且，在步骤864，按下述方式将器件的至少一部分暴露至氢原子：氢原子朝着至少一个掺杂区迁移，使得所述至少一个掺杂区内的氢浓度暂时增加得至少与该区域的掺杂浓度相同，随后，氢朝着具有比平均晶体缺陷浓度高的晶体缺陷浓度的区域迁移出所述至少一个掺杂硅区，以使所述至少一个掺杂区内的原子氢浓度下降至该区域的掺杂浓度以下。
晶圆或硅层可以用较小的晶粒故意形成，并因此晶界密度较高，以增强这两种效应，即，首先帮助将更多的氢从介电质层中排出并进入硅中；其次，帮助从具有高残留氢浓度的掺杂硅区中排出氢。而且，晶圆表面可以通过化学方式(如纹理化或粗糙化表面)、热方式(热梯度和/或热膨胀失配等)、光学方式(例利用激光)，或者机械方式(如机械研磨或弯曲晶圆)故意粗糙化或损坏，以增加晶体缺陷的密度从而还增强这种效果。硅上的表面层也可以被用于在硅表面内生成应力，其造成位错和针对该目的的其它形式的晶体缺陷。晶圆甚至可以以下述方式生长：在固化硅内造成增加的应力，其产生可以用于本发明的晶体缺陷。通过各种形式的晶体缺陷(通常会劣化性能)对硅造成破坏来增强加氢，其接着最终导致器件总体性能更好(通过钝化遍及整个器件的缺陷和复合)是本申请人获得的一个令人惊讶的结果。
在氢化并且分散p型晶圆中的造成HIR的任何H-之后，表面或其它晶体缺陷(如晶界)附近的其余H+原子(充当供体原子反掺杂p型硅)需要稳定键合，驱出硅或驱至硅的危害较小的区域，其中局部掺杂剂的反掺杂将导致较少的复合。这可以按不同方式来完成，如在硅表面处通过使用电晕放电或者将其它形式的正静电电荷淀积到介电质表面上或者通过施加足够强的电场，以将足够的力施加到移动H+电荷上以使其移动。然而，为了加速这个过程，可以对介电质表面施加足够的正电荷，以在半导体表面出引入导带的足够弯曲，从而得到高于H(+/-)的局部EF，其因此将导致保持在该表面处的一些甚或大部分原子H+转换成H-和H0。H0会自然地更容易从表面扩散开，而H-的存在允许同时使用子带隙光子(类似于先前示例)以随后还将H-转换成高扩散率中性电荷态H0，这将允许其移动远离表面区，在那里它会破坏有效的表面钝化。
然而，键合氢原子(如分子中或钝化硼原子的那些氢原子)移动性较差，且不易受电场或者子带隙光子影响。针对这些，有利的是充分加热硅以热断裂键并因此释放氢原子，其可以在如上针对移动氢原子所述的所施加电场的影响下移动。释放这样的氢原子需要高于100℃甚或120℃的温度，而在150℃以上会得到更好的结果，优选至少180℃甚或220℃以上可以用于该目的。氢原子的释放可以通过在介电质上施加电场或正静电电荷来辅助，其弯曲导带(向上移位EF)以使H-成为优选电荷态并因此被先前被氢钝化的带负电硼排斥。这也可以有利地与子带隙光子结合使用，其接着将H-转换成H0以使得其快速分散。这是通过特别是表面区中的原子氢供体H+来消除反掺杂p型硅的有效方法。
在晶界(GB)和其它晶体缺陷邻域，尽管原子氢如在表面处产生相同的反掺杂问题，但不能使用上述许多技术来解决反掺杂问题，因为它们仅适用于可接近的表面。当在这样的区域中存在足够高浓度的H+供体以将硅基本上局部转换成本征硅时，再次发生问题，因为H+浓度变得与背景p型掺杂剂浓度大约相同或略小。在这些情况下，来自GB邻域的这种有效非常轻掺杂区(或其它晶体缺陷)的暗饱和电流分量因少数载流子浓度增加而被极大地放大，大概是因缺陷而进行复合的最差区域。如果这种轻掺杂区延伸至p-n结，那么甚至可以将这些区域(由于有效的低掺杂)自动地并入耗尽区。这将导致对应复合，从而因伴随结复合的理想因子的增加，而造成器件填充因子的劣化。因此，GB邻域的这种非常轻的有效掺杂对于器件性能来说是不好的情形。
其余原子氢是H+，并且在钝化带负电硼原子(在硅晶格内被取代地键合)中局部地键合的任何H+(其因此负责造成非常低的有效净掺杂)或者可以离解或反掺杂的H2因此需要移位到其它区域，以使GB中或附近的背景掺杂剂在GB内原子氢浓度增加之前将有效净掺杂升高回其原始水平。用于增加H+可以移位开的速率的方法是施加将结反向偏压的外部电场，从而导致来自p-n结的耗尽区横跨GB的净掺杂很低的这个区域扩展，并因此允许相对强的电场施加至任何残留非键合H+，以使其移位远离结并且远离GB直至它们造成损很少破坏的区域。对于与另一氢原子或硼原子键合同时钝化(中和)它们的H+，如前所述，该器件可以有利地同时加热至高于100℃甚或120℃，并且高于150℃更适合，优选高于180℃甚至220℃，以快速热断裂这样的键从而释放H+并允许其被电场移动。另选地，升高注入能级(如经由照射或利用外部施加电场正向偏压结)同时加热硅(至高于150℃，优选高于200℃以热断开氢键)允许释放的H+原子转换成另一种电荷态(特别是H0)，并且因此从其相应键脱离并移位至个反掺杂很少成问题的另一位置。
F.其它方法
F.1.从介电质层排出原子氢，以使将来的LID最小
在600℃以上的高温热过程期间，具有含氢的一个或多个表面介电质层的硅太阳能电池可以在氢原子从其键释放时在介电质内积聚相对大浓度的原子氢。这些氢中的一些有利地在这样的温度下扩散到硅器件中，并且已经显示出能够钝化各种缺陷。然而，在热过程结束时，介电质内的残留原子氢保持休眠状态，在现场太阳能电池的正常照射运行条件下，如当在40℃至70℃范围内的温度下运行时，仍然可相对移动并且能够在长时段内缓慢地扩散到硅表面中。如前所述，这种原子氢扩散(或由静电力或电场驱动)进入硅可以造成增加的复合。这通常被描述为光致劣化(LID)并且在多晶(mc)PERC太阳能电池中特别普遍，这是由于诸如GB的晶体缺陷使得原子氢更容易从介电质层扩散并且进入硅中。
为了防止现场发生这种情况，有利的是将太阳能电池加热到至少150℃持续数小时的时段，以加速该原子氢从介电质层中扩散出来。将温度升高到至少200℃将加速该过程，允许其在不到一小时内有效，尽管更长的时间将更彻底地从介电质中排出间隙原子氢，并因此对LID具有更强的免疫力。将该温度进一步升高到至少250℃可以使得排出介电质层的过程仅在2分钟至5分钟内合理有效地发生，但优选为5分钟至10分钟，并且10分钟以上有利于更高的LID免疫力。高于300℃的温度也可以被用于进一步加速该过程，但是高于450℃的温度通过热释放介电质层内的额外原子氢似乎产生额外的问题(这些原子氢随后会扩散到硅中并产生问题)。
在上述热处理之后，最小原子氢应保留在介电质层内，并且处置任何残留原子氢的问题移位至硅材料，其中氢浓度可以在其浓度超过背景掺杂浓度的局部区域中增加到足够高的水平，因此建立可能造成HIR的条件。硅表面轻掺杂的情况就特别如此，如图1所示的PERC结构的背面，允许从介电质层扩散的原子氢容易地反掺杂现有背景掺杂剂。已经提供了关于如何消除该HIR的许多示例。然而，对于具有重掺杂n型表面层(发射极)的典型太阳能电池结构，如图1中的PERC电池的前表面所示，在上述热过程(其被设计成排出介电质中的原子氢)期间进入n型层的原子氢进入具有低扩散率的负电荷态并有效地在n型层内得到捕获。针对这种n型扩散层的典型掺杂分布加剧了这种情况，其掺杂梯度建立了电场，使得H-难以朝向结(和p型晶圆本体)移动。因此，这样的H-往往保持被捕获，直到电池被照射以使H-被转换成H0或者施加电场以在沿期望方向驱动H-或者增加注入能级以帮助控制H-原子的电荷态。
下面，参照图11，示出了针对经受各种条件的测试结构的有效寿命与时间的关系(与用于图1的PERC电池但没有金属的情况相同)。控制结构(绿色曲线)已经接受标准PERC处理(包括通常被用于同时焙烧(fire)金属触点并将原子氢释放到硅晶圆的前部和后部的高温焙烧过程)。如上所述，这种焙烧过程释放出介电质内的大量原子氢，其中一些扩散到硅晶圆中。在这样的焙烧过程之后，原子氢的积聚自然地发生在硅的介电质和所有硅区两者内，如在重掺杂n型层内(作为H-)和在本体内(作为H2、B-H或H+)。如上提到，需要消除可能贡献于HIR的所有形式的积聚，以防止在现场运行期间的将来LID。
图11示出了与现场发生的情况相比，利用来自激光的照射和130℃高温来加速因HIR和恢复而造成的劣化的这种根据时间的劣化。绿色曲线示出了在这样的加速条件下如果在金属触点的高温焙烧之后没有进行尝试以排出或消除所描述的原子氢储存，那么对于PERC电池自然会发生的情况。比较起来，蓝色曲线和红色曲线是与绿色曲线相同的测试结构，但是在250℃下接受了热过程(在黑暗中)持续8分钟以排出介电质中的原子氢。与绿色曲线相比，后两者测试结构在n型层内具有更大的原子氢(H-)积聚，但在介电质中相对不含原子氢。因此，与绿色曲线相比，我们看到在暴露至激光照射(在130℃)后，有效寿命会非常快速且更严重的劣化，这是因为激光最初将较高浓度的H-移出n型层并进入轻掺杂p型区，在那里生成HIR。然而，在它通向轻掺杂p型区的路上，以最小程度进一步地，原子氢从介电质扩散到n型层中，即使在仅130℃的温度下，生成HIR的H-也能够通过照射非常快速地移位(或分散)。因此，即使在仅130℃下，也可在大约600秒内完全恢复，而对于标准电池(绿色曲线)，即使在2000秒的激光处理之后，明显的劣化仍然存在，因为原子氢继续扩散出介电质层并进入n型层。事实上，施加激光可以在显著更高的温度下进行，以大大加速n型原子氢储存的清除，这也将加速对应的恢复。例如，将温度升高至250℃以供进行激光处理允许将H-从n型层中清除，随后通过在仅30秒内消除HIR而不是在130℃下的600秒内消除HIR来进行恢复。更高的温度当然可以进一步加速这一过程。
F.2.限制外部氢源以降低硅内的原子氢浓度
如F.1中所讨论的，当器件表面上存在含氢介电质时，高温过程可以释放原子氢，然后原子氢自由迁移到硅中并在将来的某个阶段造成HIR或HISR。防止这种情况的一种方法是故意排出氢源，使得不能将额外的间隙氢原子馈给到硅中。一种方法是按降低氢浓度的方式故意淀积介电质层，要么具有多层用于介电质，其中最靠近硅表面的一层或多层被设计成不仅避免成为氢源，而且在使用用于在硅的局部区域(其中存在对应复合)内分散现有氢(特别是H-)的条件时，也故意地阻止或阻碍氢流入硅中。问题是这些方法也阻碍了有效氢钝化器件中所有缺陷的能力。
另一种方法是使用比通常用于太阳能电池加工的热过程更长的高温热过程，其促使表面介电质层内的氢(不仅仅是移动氢或原子氢)的耗尽，从而在高浓度间隙氢原子被分散的时段期间或者该时段之后，避免额外的氢原子释放或流入硅中。例如，至少700℃，优选高于800℃甚或900℃的温度对于耗尽介电质层中的氢是优选的并且持续时间为至少30秒，优选超过60秒甚或2分钟，具体取决于针对介电质层的氢浓度和淀积条件。为了确保大多数介电质类型完全耗尽，暴露于至少900℃的温度并且持续至少5分钟，优选超过10分钟将是优选的。温度越低，所需时间越长。对于更短的制造时间，可以使用超过1000℃的温度，但应注意，用于此目的的温度越高，更多的键合氢(其先前在有利地钝化硅内的缺陷)也将丢失。
介电质的照射也可以用于上述过程中，以帮助加速间隙氢原子的释放，并因此减少作为氢源的这种层的排出(exhausting)。出于多个理由，这种照射是有利的，因为它最初通过允许更大量的氢从介电质扩散到硅中，接着，随后通过帮助耗尽介电质中的氢供应来防止氢在将来的破坏，从而有助于缺陷的氢钝化。
F.3.使用热和增加的注入能级来消除p型表面处的氢反掺杂，以恢复有效的表面钝化
用于解决由章节C.中的因氢计数掺杂而造成的表面钝化劣化的示例的变型例是使用在加热时增加针对电池的注入能级的方法，以便在将其中一些H+在从其键释放时转换成H0，因此允许其从取代地键合的硼原子扩散开而不是直接静电吸引回至B-原子。这也将重新激活硼掺杂剂并有效地允许氢从其正在通过其反掺杂来生成增强复合的表面移位开。如在先前示例中那样，升高注入能级以帮助控制氢原子的电荷态可以通过照射或通过应用外部电源来进行，以使结正向偏压并允许电流流动。如在章节C中使用的类似温度也适用于此处。
F.4.使用热来消除p型表面处的氢反掺杂，以恢复有效的表面钝化
该示例与F.3.和章节C的不同之处在于，其仅需要H0的热生成以促使间隙氢从其中H+正在反掺杂p型表面的区域分散。因此，其不需要使用静电电荷或子带隙光子或者增加的注入能级。在更高的温度下，p型掺杂硅表面自然表现得更像本征硅，在具有对应的更高扩散率的中性电荷态H0中具有更高份额的间隙氢原子。
再次，缺点是，在如此高的温度下，额外氢原子可以继续在含氢表面介电质层内释放，然后扩散到硅中，可能增加需要分散的氢原子浓度。然而，负责在硅表面处反掺杂的氢浓度和体积相对较小，使得针对其分散或消除的热过程非常短或者处于较低温度下，因此能够使来自介电质的额外氢的流动最小。
对于本示例中的H+分散过程，由于背景掺杂是p型，因此，H0的热生成需要在高于400℃，优选高于450℃的高温下进行，以增加H0原子的浓度，使得它们可以按合理速率移动离开表面。高于500℃甚或550℃的更加高的温度通过进一步增加H0的热生成来进一步加速该过程。从制造的角度来看，高于600℃的更加高的温度可能有利于提高吞吐量，但缺点是在如此高的温度下，从外部氢源扩散到硅表面的额外间隙氢原子的量可能更高，因此可能添加可能造成复合的额外氢，因此也可能需要分散或除去。为此，在此过程中不应使用超过700℃的温度，优选低于600℃甚或500℃。如果高于500℃的这种高温被认为对加速过程很重要，那么可以有利地使用随后降低的温度，使得大部分H+可以在该过程的较高温度部分期间快速分散，同时在该过程的较低或逐渐降低的温度部分期间，进入硅的额外氢的量大大减少，并且量减少的其余H+在相对短的时间范围内分散或除去。例如，在针对H+的这部分热生成H0和分散过程期间，在进一步冷却之前，600℃的温度可以使用10秒，然后在500℃下30秒，然后在400℃下3分钟，然后在300℃下3分钟。
F.5.层压期间应用的方法
来自先前示例(A至F)的所有上述概念可以作为模块层压过程的一部分来执行。这样的过程可以并入前面提到的技术中的一种或组合，如热过程、用于注入能级控制或子带隙的照射、电场等。这样的技术可以被用于在层压期间以一种或多种方式操纵氢，如用于从含氢介电质中释放氢、离解和移动键合氢(无论是键合至掺杂剂原子还是分子中的氢)、将硅内的氢迁移进出区域(包含氢阱)、自动生成H-或H0、氢电荷态控制等。用于层压的典型热条件可有利于移位间隙氢，然而，用于更好地控制热条件以及利用照射和/或施加电场的能力的专用层压机可能更有利。电场也可以在标准层压过程期间施加，如通过与电池或串互连或外部模块触点接触。
G.解决多晶硅太阳能电池中的光致劣化(LID)
下面，参照图12，示出了典型p型硅PV电池的前表面的示意性表示图，示出了原子氢可以积聚的三个区域。这些区域中氢的积聚以插图氢“桶”B1、B2以及B3来表示。在该示例中，B3表示包括p型基极的结附近的轻掺杂硅中的氢；B2表示重掺杂n型发射极中的氢，而桶B1表示含氢表面介电质层中的氢。桶B3同样完全适用于有意轻掺杂的n型(针对n型晶圆)或有意轻掺杂的p型(针对p型晶圆)。
在某些情况下，恢复过程可能比LID的明显开始花费更长的时间，因为先前没有对贡献于HIR的器件内积聚氢可以继续有效地馈给到B3中，因此减慢排空B3以减少或消除HIR的速度。器件内的氢可能贡献于此的示例包括：介电质中的氢，其可以继续从介电质中缓慢扩散到n型发射极然后直达轻掺杂区，或者在适当条件下可以继续离解成原子氢的硅内分子氢，或者针对诸如磷和硼的掺杂剂的弱键合原子氢(其可以在适当条件下容易地释放并因此可能贡献于HIR)，其中，从这些源持续供应原子氢到B3中可以维持HIR的某一水平达延长时段。不过，随着原子氢分散或重组分子氢或重新键合至掺杂剂原子而不再造成HIR，器件最终会恢复。然而，一旦原子氢和分子氢积聚的所有区域(其针对给出的示例，包括所有三个桶)已经排出至足够低的水平才能确保从HIR完全恢复。这包括含氢介电质层，来自重掺杂区内的氢以及和来自轻掺杂区内的氢(如在结或可以生成HIR的其它轻掺杂区邻域)，并因此成为B3的一部分，如晶圆本体，特别是背面。
一般来说，为了最有效，用于硅晶圆的氢钝化方法在构成器件的硅的一个或更多个局部区域中使氢浓度高于1e16个原子/cm3。事实上，所有目前制造的p型硅太阳能电池在完成并封装成模块时，很可能在硅的一个或更多个局部区域中保持氢浓度高于1e16个原子/cm3的水平。本申请人惊奇地发现，在光浴或在现场操作期间，这种高浓度的残留氢会在这样的电池中引起显著的光致劣化。
本文公开的实施方式提供了促使将器件的每个掺杂硅区中的氢浓度降低至1e16个原子/cm3以下并因此降低至不能造成显著LID的水平的过程、技术或结构。
实施方式还提供了降低介电质(桶B1)内的原子氢浓度的技术。当在现场运行时，随着氢从介电质扩散到硅中，这样的氢还可以触发针对太阳能电池的LID，在那里它可以潜在地局部将氢浓度局部升高至1e16个原子/cm3以上，在此阶段它们变得易受LID影响，特别是如果条件导致器件的轻掺杂区内的原子氢增加，如通过重掺杂区的原子氢扩散、分子氢的离解、释放弱键合至掺杂剂的氢原子，或者从介电质层扩散到硅中的额外氢。
为了测试残留氢(其处于对HIR没有贡献但可能在适当条件下对未来的HIR有贡献的形式)的量，本申请人已经开发了一种测试，该测试涉及在黑暗中将电池或模块加热至150℃至160℃持续5小时至15小时的特定时段。然后使用光浴，并且其影响电池或模块效率的程度给出了器件的各个区域内可能潜在地贡献于HIR的残留氢的总量的指示。例如，该光浴可以是在70℃和0.7个太阳光照射下进行3000小时的标准光浴，以将原子氢转移至B3(其中HIR导致轻掺杂p型或n型晶圆)，以便劣化电池效率。如果遍及3000小时的光浴中劣化小于1.5％(相对而言)，则表明已经使用了本发明确认的针对LID的解决方案。
制造大多数商用p型硅太阳能电池，其中硅晶圆的掺杂浓度恰好低于1e16个原子/cm3。因此，在可能发生较大水平的复合并因此发生LID之前，掺杂区中的氢浓度必需是约为1e16个原子/cm3。
比较起来，HIR仅是重掺杂区中的次级效应，如图1中PERC电池的n型区。然而，在PV器件运行期间，在这些区域处积聚的局部原子氢和分子氢可以迁移至其它更多HIR敏感区域。为此，本文所述过程允许在器件(特别是对于p型PV器件来说)的所有区域中将局部原子氢浓度降低至1e16个原子/cm3以下。在n型器件中，根据掺杂浓度的不同，局部原子氢浓度可以降低至1e15个原子/cm3以下以避免HIR。
从图12中的桶B2和桶B3排出氢是本文所公开技术的关键步骤。另外，这些技术中的一些允许桶B1的排放。
实施方式涉及具有两种桶类型的任何器件结构，其中一种是具有足够低的净掺杂浓度以在局部原子氢浓度变得足够高时发生的3型桶(B3)加上2型桶(如图12中的B2)或者1型桶(如图12中的B1)中的至少一种(或者更可能是每种类型中的一种或更多种)，其允许氢在不会造成HIR(不造成HIR的氢包括介电质、重掺杂硅区，加上器件中任何地方的双原子氢内的所有形式的氢)的情况下但以下述方式来积聚：随后的光浴(或在现场运行)促使将足够量的氢转移到HIR发生的3型桶(如图12中的B3)中。
在具有所有三种类型的桶的图12的器件中，优选桶1第一个被清空，桶2第二个被清空，然后桶3第三个被清空，因为用于清空桶1的大多数过程将导致一些原子氢从桶1流入桶2，而用于清空桶2的大多数过程将自动导致一些甚或大部分原子氢从桶2转移到桶3中。而且，通常，桶是在前表面处还是背面处并不重要，因为相对表面上的等效桶通常类似地响应于为排空相应桶而开发的过程。对于此的一些例外将在以下方法的公开中突出显示。
G.1.1型桶(例如,桶B1，图12)
1型桶是硅太阳能电池表面上的介电质层，其包含能够在适当条件下释放到硅晶圆或器件中的氢。这样的层通常通过等离子体增强化学汽相淀积(PECVD)淀积(如SiNX:H和AlOX:H)，但也可以包括从二次源接收氢的任何表面介电质层，如通过离子注入、通过暴露至含氢化学品、通过暴露至含氢等离子体或气体等。这样的含氢介电质层然后成为针对硅晶圆的氢源，但是1型桶仅被认为只有介电质层已经被激活为氢源才具有原子氢，如通过充分加热它以从其键中热释放氢原子以促使它们随后扩散或传输出介电质层。换句话说，只有能够移动的未键合氢或氢原子被认为存在于1型桶中。在用于硅太阳能电池的顶表面介电质(ARC)的典型PECVD淀积SiNX:H层中，淀积后的氢浓度通常在1e22个原子/cm3至3e22个原子/cm3的范围内。然而，该氢被主要键合且不能自由扩散到硅中，因此不太可能贡献于造成LID。一般来说，氢钝化过程的一部分是将部分或完全制造的器件暴露至足够高的温度，以通过从它们的键释放氢原子来热激活这种含氢的介电质层，其中一些快速扩散出介电质，而另一些则保留在介电质内，因此保留在桶B1中。在丝网印刷太阳能电池的大约850℃的典型高温焙烧期间，大约10％的氢从介电质层逸出(一些进入硅，一些离开另一个表面)。从源自桶1的将来LID的角度来看，其是介电质层内的其余氢的一部分，该部分在所关注太阳能电池运行期间可以自由地缓慢移动或扩散到硅中，因此被认为是需要排出或去除的B1的含量。作为指导，通常在850℃的这种高温焙烧过程之后，需要去除至少90％的B1残留含量，以使将来的LID保持在可接受的水平。关于是否实现其的一个很好的指标是将太阳能电池或太阳能模块加热至150℃持续10小时或另选地加热至250℃持续10分钟，然后执行标准光浴达400小时。如果在光浴期间太阳能电池的开路电压下降小于1％，那么根据实施方式，B1已经充分地排出了原子氢。出于参考目的，用于多晶硅太阳能电池的这种LID测试的标准光浴是将太阳能电池暴露至0.7个太阳光的照度水平并且在70℃的温度下暴露达400小时的时段。
换句话说，在600℃以上的高温热过程期间，具有表面介电质层或含氢层的硅太阳能电池在氢原子从它们的键释放时，可以在介电质层内的B1中积聚相对大浓度的原子氢。这些氢中的一些有利地在这样的温度下扩散到硅器件中，并且已经显示出能够钝化各种缺陷。然而，在热过程结束时，介电质内的残留原子氢在B1中保持休眠状态，但在现场太阳能电池的正常照射运行条件下，如当在40℃至70℃范围内的温度下运行时，仍然可相对移动并且能够在长时段内缓慢地扩散到硅表面中。扩散到硅中的这种原子氢可以造成LID，特别是在多晶(mc)PERC太阳能电池中。在这些电池中，晶体缺陷(如晶界)使原子氢更容易从介电质层扩散到硅中。
在将太阳能电池封装成模块后，需要将B1内的原子氢浓度降低至适当的低值，以避免在现场运行期间随后扩散显著量的原子氢直到硅表面。如果后者发生，那么HIR可以潜在地发生并且太阳能电池的电性能可能劣化。如果在70℃和0.7个太阳光照射的10000小时标准光浴期间，原子氢从B1转移直到B3(其中HIR产生)足够低，以致在10000小时光浴期间的任何时刻都不会使电池效率劣化到1％以上，那么B1内的残留原子氢被认为是适当的低。可以将一些前述方法独立地或组合地用于降低B1中的原子氢浓度。一些示例如下。
G.1.1用于将原子氢扩散出B1的热处理
为了排出B1，可以有利的是将太阳能电池加热到至少150℃持续至少20小时，优选100小时，以加速该原子氢从介电质层中扩散出来。将温度升高到至少200℃将加速该过程，允许其在不到10小时内有效，尽管更长的时间将更彻底地从桶B1(介电质)中排出间隙原子氢，并因此对LID具有更强的免疫力。将该温度进一步升高到至少250℃可以使得排出介电质层的过程仅在30分钟内合理有效地发生，但优选为2小时，并且2小时或以上有利于更高的LID免疫力。高于300℃的温度也可以被用于进一步加速该过程，但是高于450℃的温度通过热释放介电质层内的B1中的额外原子氢(这些原子氢随后会扩散到硅中并产生问题)以及热重新激活硅内的先前被氢钝化的缺陷似乎产生额外的问题。
上述热处理在黑暗中执行也是有利的，使得从B1扩散到B2的原子氢将保持为H-。尽管照射可以有利地增加n型区内的H0份额，这可以帮助减少B2中的原子氢，但其可以负面地导致一些原子氢对应扩散流至金属触点正下方的区域，在那里接触电阻可以增加。
G.1.2使用电晕放电、静电电荷或电场将氢驱出B1
用于操纵和控制氢原子的电荷态的许多技术依赖于氢原子处于硅的有源区内的事实，因此可能受到施加在硅的这种有源区上的条件(如注入能级)的影响或者横跨器件端子施加的电场。然而，B1在有源器件体积之外，因此可能需要不同的方法来移位原子氢。由于B1在有源体积外，因此，B1内包含的原子氢对器件复合没有贡献。然而，在现场器件运行期间，这种氢的相对高的移动率促使其在很长一段时间(以多年为单位测量)内进入硅并进入有源区，使B1可能成为LID的重要贡献者。
由于含氢介电质层内大部分释放的原子氢似乎带电(主要是PECVD淀积的SiNX:H中的H+，与浓度非常小的H0和H-)，因此，排空B1的一种特别有效的方法是如上所述利用施加的电场将原子氢从介电质层移出去。例如，如果相对于太阳能电池的高正电压施加至安装在太阳能电池顶表面上方一小段距离处的电极(并因此在介电质顶表面上方一小段距离)，那么横跨介电质层可以存在显著的电压，该电压在介电质内生成显著的电场，该电场驱动或迫使H+朝向并进入硅表面。比较起来，任何负电荷将由电场沿相反方向驱动并从介电质中驱出。在介电质内类似地生成电场的另一种方法是将正静电荷淀积到介电质层的表面上，如利用大约0.5kV至5kV甚或10kV或更高的高压电晕放电。这将类似地驱动H+朝向并进入硅表面并且沿相反方向驱动H-。
解决LID时的优选方法可以是反转该电场的方向。通过利用将相对于太阳能电池的大幅度负电压施加至安装在太阳能电池表面上方的电极或者将负静电电荷淀积到介电质表面上，然后沿远离太阳能电池表面的方向将大部分H+从介电质中驱出，而不是将额外的原子氢添加到桶B2中，然后再添加到B3中。以这种方式，仅H-(其在PECVD SiNX:H中的浓度似乎远低于H+)并且可能少量的H0移入硅中进入B2和B3以稍后分散从而避免LID。
涉及利用电场来移位原子氢的所有上述过程将受益于使用高温来增加氢原子的扩散率，包括不受电场影响的任何H0，因此需要热扩散以逃离介电质层。至少50℃的温度将有很大帮助，但高于100℃甚至150℃将极大地加速该过程。优选地，200℃至300℃的温度在使其成为快速过程同时从介电质中排出几乎所有的原子氢而不会将过多的额外原子氢释放到B1中方面将给出最佳的总体结果。如果认为对于制造中的吞吐量很重要，则可以使用更高的温度，尽管高于450℃的温度可能导致先前被氢钝化的缺陷的显著重新激活以及额外的氢原子向介电质层中热释放的更高速率。这种高温也可能迅速劣化由介电质表面上的静电荷产生的电场的质量。
G.1.3使用阻挡层来减少氢扩散到硅中
阻挡层可以插入氢源介电质与硅表面之间，并且原则上可以是阻碍氢从介电质流入硅中的任何材料。然而，重要的是，当这样的阻挡层处于光接收表面上时，其不会光学地干涉表面层的抗反射特性或下面的太阳能电池的运行，如通过吸收否则将会在太阳能电池内产生电子-空穴对的光子，而且如果阻挡层紧邻硅表面，那么其需要充分钝化该表面。例如，可以根据所有这些标准来生长热生长二氧化硅层。然而权衡的是，如果太厚，那么这样的氧化层会干扰表面介电质层的抗反射特性，而如果太薄，那么在阻碍氢流入硅中方面将成为不太有效的屏障。
G.1.4使用氢阱来排出桶B1
氢阱或充当氢阱的晶体缺陷(分别在章节D.和E.中讨论)可以被用于帮助从硅器件和介电质(B1)的部分中排出氢。这样的氢阱大大降低了其邻域的原子氢浓度，并且由于生成的浓度梯度，而允许来自更远距离的B1中的单原子氢向这些氢阱扩散。
由于将原子氢扩散出介电质(B1)的难度更大，因此，这种方法在排出B1方面不如B2和B3有效。事实上，高于400℃的晶圆温度似乎是必要的，以使能利用这种方法完全合理地清除B1，即使那样，该过程往往需要超过20分钟。高于500℃的晶圆温度使得该过程缩短至小于10分钟，但需要至少600℃才能将其缩减至20秒。伴随这种高温的问题在于介电质内的新原子氢的持续热生成是如此之高，以致于桶B1不能被适当地清空，从而留下稍后可能造成LID的显著浓度。
G.2.2型桶(例如,图12中的桶B2)
2型桶是其中氢可以积聚至潜在高浓度而不会贡献于HIR但有可能在适当条件下贡献于将来的HIR的那些桶。氢可以在2型桶中采用的形式的例子包括分子氢、弱键合氢(如针对掺杂剂原子)以及和驻留在硅的重掺杂区的原子氢，其中原子氢可以积聚到高浓度而不会出现针对器件的电特性的任何显著影响，如通过生成HIR。这是因为只要局部氢浓度保持低于该区域中有意掺杂剂浓度的一个数量级或更多，原子氢不能对有效掺杂产生重大影响，而邻域的少数载流子太少而不促使HIR。不过，在这样的区域中，原子氢可以积聚到高浓度，因为扩散到这种区域中的氢原子(如H0)将电荷态改变为与重掺杂硅的极性相同，然后其具有比H0低至少几个数量级的低扩散率，因此倾向于吸入2型桶(B2)中。本申请人发现，伴随在2型桶内积聚显著水平的原子氢的问题之一是尽管它们似乎没有造成任何损害，但如果太阳能电池暴露的后续条件导致分子和弱键合氢离解或造成氢原子的电荷态发生变化，那么生成H0，然后允许氢即使在现场工作温度下也可能相对容易地扩散到表示轻掺杂区的3型桶中，其中如果存在足够的原子氢那么可能容易地发生HIR。1型桶和2型桶都可以在现场有效储存相当大量的氢持续超过多年的很长时段，并因此可能在多年甚至数十年的时段内以HIR的形式贡献于LID。
在排出桶2的原子氢时，如果在70℃和0.7个太阳光照射的1500小时后续标准光浴期间，原子氢从B2转移直到B3(其中HIR产生)足够低，以致在1500小时光浴期间的任何时刻都不会使电池效率劣化到1％以上，那么B2内的残留原子氢浓度被认为是适当的低。可以将一些上述方法独立地或组合地用于降低B2中的原子氢浓度。一些示例如下。
G.2.1热生成H0以将原子氢扩散出B1
H0的热生成可以被用于促使间隙氢从高浓度区域(如在桶2和3中)分散。因此，其不需要使用子带隙光子，增加的注入能级，或者H0自动生成所需的非常高浓度的间隙氢。在更高的温度下，掺杂硅自然表现得更像本征硅，在具有对应的更高扩散率的中性电荷态H0中具有更高份额的间隙氢原子。
再次，缺点是，在如此高的温度下，额外氢原子继续在含氢表面介电质层内释放，然后扩散到硅中，同时区域内的分子氢因更高的温度而离解，而且随着原子氢从2型桶扩散到3型桶中，可能会增加桶2和桶3中的氢原子浓度，其然后也需要分散。为此，将这种方法与不同的氢源组合用于氢钝化过程是有利的，由此氢源(如用等离子体生成的原子氢原子的源)可以独立地关闭。对于该示例中的H-扩散过程，对于n型硅，H0的热生成需要在高于300℃的高温下进行，甚或如果n型硅被非常重掺杂则在高于400℃的高温下进行(而对应p型，在优选高于400℃甚或500℃的高温下进行)，以便增加H0原子的浓度，使得它们能以合理的速率从2型桶(如B2)中移出。
高于600℃甚或650℃的高温因进一步增加H0的热生成而进一步加速该过程，但可能会开始导致已经被氢钝化的一些缺陷随着氢从其键释放而被重新激活，所以优选地，应使用低于600℃且理想地低于500℃的温度。从制造的角度来看，高于700℃甚或750℃的更加高的温度可能有利于提高吞吐量，但缺点是在如此高的温度下，从外部氢源(B1)扩散到硅表面和2型桶(如PERC太阳能电池前表面处的B2或典型PERC太阳能电池背面处的轻微p型掺杂硅)中的额外间隙氢原子的量可能更高，因此潜在地增加额外氢(所述额外氢可能也需要被分散或去除)。为此，在此过程中不应使用超过1000℃的温度，优选低于900℃甚或800℃。
如果接近700℃或以上的这种高温被认为对加速过程很重要，那么可以有利地使用随后降低的温度，使得大部分H-可以在该过程的较高温度部分期间快速分散，同时在该过程的较低或逐渐降低的温度部分期间，进入硅的额外氢的量大大减少，并且量减少的其余H-在相对短的时间范围内分散或除去。例如，在这部分热生成H0和分散过程期间，在以对速率的较低重要性来实现进一步冷却之前，900℃的温度可以使用5秒，然后在800℃下5秒，然后在700℃下10秒，然后在600℃下20秒，最后在500℃下60秒或更久。
这种方法的一个重要益处是驻留于p型区(如图12中背面邻域)的H+原子(在那里它们充当供体原子，反掺杂局部p型掺杂剂)可以热转换成H0并且以其它方法不易实现的方式从这样的区域消散或分散。
G.2.2使用带隙光子生成H0以将原子氢扩散出B2，图12。
具有如图1中的重掺杂n型区的硅晶圆、器件或部分制造的器件(其在桶2中积聚了原子氢(按照图12))将使大部分原子氢处于负电荷态H-形式。这种结构可以暴露于针对硅的子带隙光子源，以将H-转换成H0。这通过将来自每个间隙H-原子的电子激发到导带中的光子，由此将H-原子转换成H0来完成。这极大地增加了其扩散率并因此大大增加了其从这种高H-浓度区域分散的能力。这使得可以在高温下清除桶B2中的大部分氢。
然而，该过程需要在高于50℃且优选高于100℃的高温下进行。这是为了增加所得H0原子的扩散率，使得其可以以合理的速度从其现有位置移开。高于150℃甚或200℃的更加高的温度通过进一步增加H0的扩散率来进一步加速该过程。
从制造的角度来看，高于250℃甚或高于300℃的更高温度可能有利于增加吞吐量。然而，这些增加的温度如果太高，那么所具有的缺点在于，它们将遍及器件的原子氢与分子氢之间的平衡值移位成有利于更多的原子氢，从而导致B2中分子氢的额外离解。增加的温度还可以提供足够的热能以释放介电质(桶1)内的额外键合氢，并且这样的额外氢原子接着能够随后从外部氢源扩散到硅表面中，因此可能添加可能造成复合的额外氢，因此也可能需要分散或除去。为此，在此过程中不应使用超过650℃的温度，优选低于500℃甚或450℃。
如果这种高温被认为对加速制造中的过程很重要，那么可以有利地使用随后降低的温度同时继续子带隙电磁辐射暴露，使得大部分H-可以在该过程的较高温度部分期间快速分散，同时在该过程的较低或逐渐降低的温度部分期间，进入硅的额外氢的量大大减少，并且量减少的其余H+在相对短的时间范围内分散或去除。例如，在这个利用子带隙光子曝光的过程部分期间，600℃的温度可以使用10秒，然后在500℃下20秒，然后在400℃下30秒，然后在300℃下30秒，然后在200℃下30秒，最后在100℃下30秒。从实际的角度来看，这更容易实现，因为随着温度从600℃降低至100℃以下，同时晶圆暴露至子带隙光子，通常温度在2分钟至3分钟的时段中逐渐降低。
尽管能量范围为0.6eV至1.1eV的子带隙光子有用于此过程，但在0.4eV至2eV的更宽范围内的光子仍然可以有利地使用，特别是如果使用更高的温度导致硅带隙能量的显著降低。使用能量高于半导体材料带隙的光子(室温下硅为1.12eV)的缺点是，这样的光子可以被硅吸收，留下更少的光子能够被H-原子吸收以便将它们转换成H0，特别是对于朝着没有光子正在进入硅的背面定位的H-原子来说。这可能是一个特殊的问题，其中介电质钝化的p型表面位于器件的后部(如在图1的PERC电池中)，然而由于横跨后部的金属阻止这些光子被馈送到背面中，因此光子被馈送到前表面中。在这种情况下，子带隙光子甚至更重要，因此它们可以穿透晶圆的厚度直到H-原子所在的地方。理想情况下，可以使用0.85eV至1.12eV范围内的光子来进一步改善响应性。
H-原子转换成H0以供分散的速率显然是子带隙光子强度的函数。光子的强度(功率密度)越高，H-可以分散得越快，但是过高的强度会生成负面影响，即，H-转换成H0的速率趋于饱和，而介电质层内释放的额外间隙氢原子随后可以扩散到硅中并造成更多问题。能量在0.6eV至1.1eV，优选0.85eV至1.1eV范围内的子带隙光子的优选强度范围是1mW/cm2至1000mW/cm2。然而，也可以有利地使用0.1mW/cm2和10000mW/cm2范围内的这种光子的强度。
G.2.3使用通过照射或外部电源的正向偏压增加的注入能级，以生成增加的H0，从而将原子氢扩散出B2
在诸如图12中的重n型掺杂区中将H-转换成H0的另一种方法是通过增加针对器件的注入能级，如通过照射或利用外部电源正向偏压器件。如前所述，增加H0份额，特别是在至少100℃，优选高于150℃，理想情况下高于至少200℃的温度下，可以使得B2内的原子氢转移进出B3，在那里其可以造成HIR并允许B2内的进一步分子氢合理地迅速离解成原子氢。如果为了可制造性，这需要在小于1分钟的时间内完成，可以使用至少250℃甚或高于300℃的温度。然而，远高于400℃的温度就重新激活已经被氢钝化的缺陷要么从介电质层内热释放额外氢而言，可能会产生不利后果，因此增加B1的含量，其接着可以随后流到B2甚至B3。
G.2.4使用电场将氢驱出B2
H-可以如何从B2分散的另一个示例是向硅施加电场，因此对H-原子施加力使它们移动。尽管它们的移动率(或扩散率)远低于具有中性氢电荷态H0的原子的移动率(或扩散率)，但H0原子在H-被施加电场时没有任何力施加在它们上面。因此，尽管由于H-原子的扩散率差而过程缓慢，但H-原子响应所施加静电力而缓慢移动并最终移出B2。在移动到另一个位置方面，任何键合或不带电氢都不会响应这种施加的电场。章节C讨论了使用电场移位氢的一些技术。
作为本发明的一部分，如何施加这样的电场以从B2实现氢分散过程的一示例是，外部电源与具有前(负)和后(正)触点的典型成品太阳能电池结合使用的情况，该触点被接触以使太阳能电池正向偏压，以便施加电场，使电流流过正向偏压的pn结。通过增加施加的电场以增加电流流动和带电间隙带电原子氢原子上的对应力，可以加速该过程。然而，这也具有增加器件的有源区中的注入能级的负面结果，由此增加的载流子浓度，特别是增加的少数载流子浓度，导致EF朝着针对硅的中间隙(导带与价带之间的中途)移位。在n型硅中，这造成一些H-转换成H+，并因此，在充当双重供体的过程中，尝试并再次将EF从中间隙移位开并朝着其平衡定位的地方(低注入能级)移位。伴随这的问题是，尽管其它暂时除去了这些区域的H-，但所得H+将沿相反方向移动，并且基于针对其扩散率的公布值，远比H-更慢地移动。其最终应当通过将原子氢分散出B2来解决问题，但这个过程可能需要更久，并且在将电源去除(或其电流减小)时可能导致一些H+转换回H-，器件返回至其较低注入能级。
在实施方式中使用的潜在更有效的变型涉及脉冲场，最初沿正向偏压方向利用如所述的更高施加电场(和因此更高的电流)，以按所需方向快速轻微地移位B2中的大部分H-间隙氢原子，但持续足够短的时间，其阻止大部分H-响应增加的注入能级以转换成少数电荷态。然后使用具有较低电流的减小的电场，从而降低针对器件的有源部分的注入能级，以使氢原子保持H-电荷态或者对于已转变至其它电荷态的小数量来说有机会返回至H-电荷态。然后重复该循环多次以增加H-从B2移出的速率(与如果连续使用较低电场值相比)。对于循环次数，H-相对稳定，典型寿命高达1秒，使得可以沿正向偏压方向使用如所述的更高施加电场(和因此更高的电流)，持续直至大约0.5秒，然后恢复至较低电场，其接着保持达使用该更高电场的时间的至少1％，优选10％。例如，使用更高电场达0.1秒，然后使用较低电场0.01秒，然后再切换回更高电场达另一0.1秒等，给出0.11秒的周期性。
G.2.5使用氢阱来排出桶B2，图12。
上面，该方法简要参照示例G.1.4中的桶B1和更详细地参照章节D.和章节E.描述进行了描述，并且可以有效地应用于按任何指定温度从B2清除原子氢，主要是由于有可能为n型硅中的氢原子生成中性电荷态(通过热过程或包括子带隙的照射)，其具有比其它电荷态高得多的扩散率，因此可以更容易地扩散到氢阱。
加热硅以使热生成H0(前面讨论过)可以有效地与故意生成器件内的氢阱结合使用。这些氢阱大大降低了其邻域的原子氢浓度，并且由于生成的浓度梯度，而允许来自更远距离的处于装置前部和/或后部的所有桶(B1、B2以及B3)中的单原子氢向这些氢阱扩散。
例如，与硅在所需温度下形成熔融共晶的元素的使用，可以通过在共晶温度或高于共晶温度下形成局部熔融区域而在局部区域中使用以生成这种氢阱。例如，铝在577℃下与硅形成共晶。因此，使铝能够与局部区域(其中这种氢阱被认为是最有利的)中的硅的后p型表面接触，然后加热几秒至高于共晶温度的温度，允许同时热生成H0和生成策略性地定位的熔融阱区，从而允许大部分过量单原子氢从各种桶中被吸走(或扩散开)，否则它们将来会贡献于HIR/或LID。
生成氢阱的另一示例是使用诸如激光的局部热源来熔融一个或更多个局部区域中的、将要形成氢阱的硅表面。利用这样的局部热源，针对晶圆的平均温度可以在300℃至900℃的范围内单独设定成针对所需时段的优选值，而局部热源可以独立但同时应用，以通过局部地将硅加热到至少1400℃(在此温度下熔融)来生成局部氢阱。有利地，可以利用脉冲化或Q开关激光，间歇地生成通过熔融硅而生成的这种氢阱，使得硅仅保持熔融达较小百分比时间。这保持有效，因为每次硅变熔融时局部原子氢浓度降至几乎为零，然后在硅是固体时氢逐渐增加，并且氢从原子氢浓度过高的周围区域扩散到该区域中。然后每个激光脉冲重复这个循环，从而允许原子氢不断扩散到这个氢阱中，即使其可能在小于1％的时间内熔融。例如，运行在532nm并且Q开关频率为100kHz的频率加倍的Nd-YAG激光器随着每次脉冲可以保持硅熔融达10ns至100ns，这意味着硅仅在0.1％至1％的时间内熔融，但仍然生成了连续的氢阱。
G.2.6使用瞬态响应以从诸如B2桶的2型桶(n型)中的高浓度区域分散原子氢
实施方式提供了一种用于清空B2的强有力方法，其使用了几种上述技术。这包括使用其中可以确定氢电荷态的针对器件的诸如注入能级的条件的瞬态响应，快速改变然后再次变回以生成氢电荷态的所需转变。
例如，在形成B2的重掺杂n型硅中，间隙原子氢自然地驻留为H-，并且可以通过子带隙光子的短脉冲照射，以通过将电子激发到CB中而将一些H-转换成H0甚至H+。在每个脉冲结束时，当子带隙照射停止时，最初为H-的间隙氢对于主要条件，能够放松或衰减回优选H-电荷态。针对间隙氢原子的电荷态的任何转变总是涉及中性(高扩散率)电荷态H0，这使得频繁使用转变对于允许氢遍及器件移动(扩散)是有价值的。例如，甚至从H-到H+或反向的最极端转变都自然地涉及通过具有最高扩散率的优选H0状态的转变。这样的脉冲可以在1ns到几秒的持续时间内变化，这取决于所使用光子的强度和需要在电荷态下转变的氢原子的数量。类似地，脉冲之间的关闭时段可以在1ns到很多秒的持续时间内发生很大变化，但在理想情况下，最大化氢电荷态中的转变数通常有有利于加速分散过程。因此，可以使用接近1GHz的脉冲的频率，尽管通常使用低于100kHz的频率，来确保在光子照射的关闭时段期间存在足够的氢以促使大部分转变回其原始H-状态。也可以使用低于1Hz的频率，但往往会增加该过程所需的总时间。应注意到，这些瞬态效应也可以被用于增强缺陷和污染物的氢钝化以及分散氢以减少复合。这是由于H0电荷态具有最高的扩散率和最高的反应性，并且由于其是迄今为止最难生成和最不稳定的电荷态，因此，其也是保持生成的最希望且最有效的电荷态。尽管如此，已经证明某些类型的缺陷(复合)，特别是带有特定极性电荷的那些，需要氢原子的特定电荷态以使发生键合并因此发生钝化。因此，这可能意味着在某些器件和材料类型中，所有三种电荷态可以有利于最有效的钝化，因此，进一步加重对瞬态效应的使用，该瞬态效应可以被用于自然且容易地生成各种电荷态。
除了通过脉冲化子带隙光子而引入的瞬态效应以外，在先前示例中用于控制针对间隙氢原子的电荷态的任何方法原则上还可以被修改以利用通过瞬态响应提供的益处。例如，用于控制氢电荷态的常用方法是通过改变注入能级(载流子浓度)以有效地移位控制电荷态分布的EF。这可以通过照射或通过改变端子电压(如利用外部电源)或两者来完成。这些注入能级变化也可以通过脉冲化或通过沿任一方向快速改变端子电压或光强度以生成瞬态效应来完成，针对照射水平或端子电压的每个这种变化，只要有足够时间允许在快速变化后，促使载流子浓度的变化和氢电荷态的对应变化即可。原则上也可以使用热变化来生成有利的瞬态效应，但是变化所需的时间要长得多，并且相对幅度的变化要小得多。使用电场的变化或瞬态效应也可以被用于一系列益处，此外，两者都涉及使氢移位以清空桶2和/或桶3从而减少复合，而且还增强氢钝化缺陷的的反应性和能力。
G.3.3型桶(图13中的桶B3)
3型桶通常存在于更轻掺杂区域中，如图13所示，其中相对高浓度的CB中电子和VB中空穴共存。当存在足够高的局部浓度的原子氢(或含氢络合物或化合物)时，这促使氢致复合，所述原子氢能够充当来自CB的电子与来自VB的空穴的电子复合的催化剂。例如，图13中的桶3被示出为与硅材料内的结相邻，该结以约1e16个原子/cm3有意轻掺杂p型。由于氢最初从B2扩散到B3，因此，如图1所示，其在B3中呈现正电荷态，因此充当反掺杂p型掺杂剂的供体原子。如前所述的这种H+在氢浓度超过1e16个原子/cm3的有意掺杂之前，对HIR或LID没有显著贡献。超过这个值，H-的份额可能开始显著增加，从而导致HIR的生成。如果在现场运行期间由于照射而发生从B2到B3的原子氢流动，那么其可以造成n型层中H0的增加(如在桶2中)，这接着有利于其扩散到可能发生HIR的B3中。这被视为LID。
一些前述方法可以独立地或组合地使用，以防止B3中的HIR。一些示例如下。
G.3.1热生成H0以将原子氢扩散出B3
该方法等同于示例G.2.1中用于清除桶B2的方法。
G.3.2使用子带隙光子消除B3中的HIR
该方法等同于示例G.2.2中用于清除桶B2中的H-的方法。应注意到，由于H-在B2中转换成H0并扩散到B3中，因此，其中一些分子原子氢将离解成更多的原子氢，使分子氢和原子氢达到平衡。这将在B2中提供持续的原子氢源，其可以逐渐转换成H0，其中很少量的H0扩散到B3中。还应注意到，一旦H-从给定B3位置被显著消除，其在去除反掺杂有意p型掺杂剂的残留H+方面就不会有效。后者需要增加注入能级，如通过照射来破坏B-H键并释放氢原子，其如果处于H0或H-形式，则可以扩散掉。
G.3.3使用通过照射或外部电源的正向偏压增加的注入能级，以生成增加的H0，从而将原子氢扩散出B3
该方法沿着与示例G.2.3中用于清除桶B2的相同的方式。很可能的是，随着原子氢扩散到B3中，其将会偏离分子氢与原子氢之间的平衡，从而导致更多的分子氢形成以恢复平衡。事实上，这可以被视为将氢返回至2型桶，但随着原子氢从B3扩散出来，这种氢将再次离解成B3中的原子氢，从而允许增加的注入能级(或其它方法)将原子氢扩散出B3。
G.3.4使用电场将氢驱出BB
该方法等同于示例G.2.4中用于清除桶B2的方法，利用了章节C中讨论的另一技术。
G.3.5使用氢阱来排出桶B3
该方法在上面用于清除B2的G.2.5中并且还在用于清除B1的G.1.4中进行了描述，但更有效地工作于按任何给定温度清除B3，主要是由于更容易生成具有比其它电荷态高得多的扩散率的中性电荷态氢原子。
G.3.6使用自动生成H0的概念LAI清除桶B3
在本公开中，费米能级(EF)H(+/-)是指图1中的EF，其中H+和H-浓度粗略相等并且H0浓度接近其最大值。该示例适用于具有对应于轻请掺杂区的桶B3(类似于图12中的B3)任何硅晶圆、器件或部分制造的器件，其在一个或更多个这样的区域中具有可以超过针对硅的局部有意掺杂浓度的原子氢浓度，如通过氢钝化过程(如在存在由含氢表面介电质层或由PECVD淀积的层所提供的氢源的情况下)。这样的B3区域自然具有其由充当掺杂剂的间隙氢原子确定的EF，以使一旦EF处于H(+/-)的邻域(与由相应电子的键合排列和能级确定的供体能级和受体能级相容)，任何额外的间隙氢原子将具有成为H+和H-的粗略相等概率，以便不影响EF。应注意到，在这种情形下，H+原子在充当“供体”掺杂剂，将其电子贡献给导带，而H-原子在充当'受体'原子，从导带移除电子或等价地向价带添加空穴。因此，即使氢钝化以使具有其中氢浓度超过背景掺杂浓度的局部区域存在显著的益处，也有几个对于器件的电子特性来说重要的后果(正面的和负面的)。
首先，即使在硅晶圆或具有有意的p型掺杂剂的硅材料中，当间隙氢浓度超过局部p型掺杂剂浓度时，足够的氢原子将进入H+状态并充当供体或直接钝化硼受体或两者的组合，以消除有效p型掺杂，并且甚至可能沿着这样的线对材料进行n型掺杂(如Herring等人所解释的)：处于平衡的费米能级响应于氢原子的掺杂而移位至H(+/-)，稍高于中间隙。除了为实现该EF H(+/-)所需的氢原子以外，任何过量的氢原子还在组合方面不会影响EF，在H+电荷态与H-电荷态之间粗略相等地划分，使得对应的额外供体和受体由这样的氢原子贡献，从掺杂的角度来看使彼此无效。
其次，在这种情形下，由氢生成的轻(或低)净n型掺杂在该区域中，导致价带中的相对高浓度的空穴(与常规n型掺杂区相比)，其接着增加了与这样的区域中的由过量间隙氢原子形成的H-原子的相互作用和复合。这导致HIR的形式之一，其形成多晶硅太阳能电池中经历的大多数LID的基础。因此，在B3内可以容许一定量的原子氢而对HIR或LID没有显著贡献，并且只有当原子浓度超过有意的净掺杂浓度时，才会出现针对这种形式的HIR的复合问题。当清除B3以解决HAR或HIR和LID时，优选尽可能多地清空B3，尽管实际上几乎消除了与B3相关联的这种类型的HIR，但原子氢浓度只需要降低至该区域内的有意掺杂水平以下。将B3中的含量进一步降低至该值以下的益处是，如果一些残留氢残保留在B2和/或B3中，那么可以容许一定量流入B3(如在光浴期间或在现场PV模块运行期间)而不造成HIR和/或LID。
第三，这些条件有利于增加H0的生成，只要有过量的间隙氢原子同时生成大量的H+和H-即可。H0是间隙氢原子的“高移动率”或“高扩散率”电荷态，其扩散率比其它电荷态高出许多个数量级。不过，这种扩散率仍然与温度极其相关，对于H0能来说，必需至少100℃且优选地高于150℃的温度，才能够在返回至其它低移动率电荷态之一之前移动合理的距离。因此，该示例的目的是使用足够高的温度，使得H0的这种生成'可以在合理的时段内导致其分散并且上面已经进行了描述。
应注意到，这里定义的H0的生成的这种概念对应于相对于背景掺杂有足够的间隙氢原子浓度的条件，以将局部EF移位得足够靠近H(+/-)，其接着自然地导致H0的生成大大增加，并且超过造成EF成为H(+/-)所需的额外原子氢在H-与H+之间粗略地平均划分，以便不影响费米能级,并且能够容易地在总是通过H0转变的状态之间改变状态。
G.3.7使用瞬态效应将移动氢从B3中排出
与在示例G.2.6中将瞬态用于排出桶2的方式相同，类似的方法可以用于排出B3。在一些方面，这种瞬态效应对于3型桶甚至更有效，因为后者倾向于具有不同电荷态的原子氢，每种都具有相当高的浓度。因此，当施加可以将原子氢从一种电荷态驱动成另一种电荷态的各种条件时，这些条件(如通过脉冲化)的瞬态使用可以有效地确保生成适当浓度的H0，使氢更容易从桶3中分散出来。
G.4.PERC电池中排出所有三种桶型原子氢
图13是p型PERC硅太阳能电池的一部分的示意性表示图，示出了原子氢可以积聚的三个区域的近似位置。3型桶(如B3)(其是最靠近氢源的轻掺杂硅区)如图所示位于背面附近并靠近包括p型基极的结。2型桶位于氢在硅内积聚的任何地方，由此它不会造成复合(HIR)，例如当分子氢要么弱键合至掺杂剂原子要么作为重掺杂n型发射极中的原子氢或分子氢驻留在B2中时。桶B1位于含氢表面介电质层中。
本发明的实施方式允许排出这三种桶类型的过量氢，否则这些过量氢可能在将来在3型桶的轻掺杂区中处于原子形式时潜在地贡献于HIR并因此贡献于LID。只有当所有三个桶的原子氢浓度(以及可以容易转换成原子氢的氢)都降低到适当的低值时，对应电池确实已经消除了它们的HIR，或者至少在现在和将来都大大减少了HIR，其中，其本身可以表现为LID。
对于PERC的后部，趋势是原子氢直接从后介电质中的B1转移到背面附近的p型材料中的B3中，其中，众所周知，一些氢将保持原子形式(主要是H+，因为p型掺杂)，而其余为分子形式。然而，后者仍然可以被认为是在桶3(B3)中，因为众所周知，分子氢和原子氢处于平衡状态，以使随着所述用于清除B3的技术将原子氢移位至其它位置，更多的分子氢将离解成原子氢以保持它们之间的比率。严格来说，这种分子氢尽管已经在其中H3形成的B3位置中，但基于本公开中使用的定义而应当视为处于2型桶中，因为它仅在离解成原子形式后贡献于HIR。然而，上面用于清除桶B1、B2以及B3中的原子氢的大多数示例在这些位于后部时与位于前表面附近时类似地应用，如图13所示。
G.5.用于清空氢桶的过程的组合
上面的示例列出了可以被用于清空或至少部分排出各种桶类型的移动氢的许多过程，特别是具有最高扩散率的原子氢。为了使在消除由HIR或者氢可以增加复合(如通过反掺杂硅)的其它方式所造成的LID时有效，所有三种桶类型(在器件的前部和后部两者处)都需要排出到足够低的水平。最终，关于桶是否充分排出的指标可以通过光浴和按照劣化的电池效率测量的LID的程度来测试。理想情况下，所述过程的恰当组合能够将这种LID降低至1％以下，但是为了改善可制造性、吞吐量以及降低对应成本，可以容忍2％甚或3％的LID。
解决由氢造成的LID的天然短期方法是仅关注排空2型桶和3型桶。例如，在器件制造之前、期间或之后已经通过将氢扩散、注入或驱动到硅中而接受氢钝化的硅太阳能电池可以被处理，以便随后降低遍及器件的所有轻掺杂的n型区和p型区(排出3型桶)中的以及所有重掺杂n型区(排出2型桶)中的局部原子氢浓度，以根据氢随后从介电质流到硅的多少，在光浴或随后现场运行期间大大减少甚或消除光致劣化。更具体地说，因为商用晶圆一般是在1e15个原子/cm3至1e16 dopants/cm3的范围内有意掺杂的，所以在遍及器件的所有轻掺杂的n型区和p型区(3型桶)中以及还优选在所有重掺杂n型区(2型桶)中，局部原子氢浓度需要降低到1e16个原子/cm3以下，以去除氢从这样的区域流出或扩散到3型桶中的可能性，其中浓度可以接近1e16并因此造成HIR和/或LID。
也为了确保将来在现场运行期间(或在光浴期间)，不会因氢从介电质流入硅中并因此流入桶B2和/或B3中而发生LID，作为本发明/处理的一部分，重要的是还确保含氢介电质层内所有移动氢的浓度降低，以便在光浴或随后在现场运行期间消除随后的光致劣化或使随后的光致劣化最小。关于每个介电质中的氢浓度何时充分降低的指标是当在黑暗中随后将器件加热至250℃持续10分钟时可以跟着进行光浴，其导致标准测试条件下开路电压的最大劣化小于2％或标准测试条件下效率的最大劣化小于3％。实际上，相同的测试可以被用于测试过量的氢是否也以分子形式保留在硅内的任何地方，因为升高的温度将增加分子氢离解成原子氢。理想情况下，每个介电质中的氢浓度将充分降低，使得随后在黑暗中将器件加热至250℃持续10分钟，然后跟着进行光照，电池效率的最大LID将小于1.5％或开路电压(在标准测试条件下)将降低小于1％。但应该注意到，针对介电质这些测试及其移动氢浓度的适用性只有在使用一种或更多种所述技术已经排空桶2和桶3时才能有效应用，以免混淆测量结果。
如果出于某种原因，在上述测试中，针对桶型B1(介电质)和遍及硅的储存的分子氢，将器件加热到250℃是不可能的或者被认为是不合需要的，则可以应用另选测试来测试介电质中和硅中的氢浓度是否充分降低。这涉及在黑暗中将器件加热至150℃持续5小时至10小时，跟着进行光照。而且，可以得出结论，如果在光浴期间开路电压的最大劣化在标准测试条件下小于2％并且理想地小于1％，则介电质中的移动氢浓度适当地低。
本文所述技术允许当所有三种桶类型中的移动氢(原子氢等)浓度降低到适当的低值时的最大化性能增益，其在现场运行期间(或在0.7个太阳光和70℃持续3000小时的光浴期间)所经历的、可归于氢的最大LID从通常高于5％(而且通常为8％至16％)降到低于3％，并且优选低于2％，理想地低于1％。上面已经提供了可以单独地或者共同地有助于根据实施方式清空一个或更多个桶的方法、过程或处理的许多示例。通常，组合的过程将提供最佳结果，优选开始于排出桶1的过程、接着是排出桶2的过程，接着最后或同时是排出桶3的过程。
G.6.用于解决多晶硅太阳能电池中的LID的新颖工具设计
本公开的一方面旨在覆盖用于具体参照章节G来实现上述方法中的一个或更多个的装置。例如，图14示出了一种在线皮带传输防LID工具。在这种通过该工具的带上运输期间，晶圆或器件可以暴露于上面给出的各种过程的不同组合，作为本公开中用于清空桶型B1、B2以及B3的示例。这种防LID工具可以包括标准丝网印刷焙烧能力，和用于清空各个桶的所有防LID过程，后面如图14至20中的示例所示。这种防LID工具也可以独立于丝网印刷焙烧能力来构造，如图21至30所示。在各个图上，“CD”表示电晕放电或使用高压电极横跨介电质层施加电场以在温度升高时清空桶型B1。当CD与照射同时使用时，桶型B2和桶型B3也可以同时清空或至少降低其原子氢浓度。
尽管没有具体示出，但必要时具有高温的区段可以包括或后面跟随冷却区，高冷却区可以可选地包括CD和/或照射。无论何时在下列任何一个图中提到照射，对应光子都可以是针对硅的子带隙和/或能量大于硅的带隙的光子，因此能够通过生成电子-空穴对来增加硅内的注入能级。
图14示出了一种在线带传输防LID工具，其中(a)示出了将晶圆放置到带上的入口和(b)示出了侧面轮廓。在通过此工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的各种过程的不同组合。
图15示出了带有防LID工具的在线带传输丝网印刷接触焙烧工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图16示出了并入防LID工具的在线带传输丝网印刷接触焙烧工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图17示出了并入防LID工具的在线带传输丝网印刷接触焙烧工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图18示出了并入防LID工具的在线带传输丝网印刷接触焙烧工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图19示出了并入防LID工具的在线带传输丝网印刷接触焙烧工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图20示出了并入防LID工具的在线带传输丝网印刷接触焙烧工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图21示出了在线带传输防LID工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图22示出了在线带传输防LID工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图23示出了在线带传输防LID工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图24示出了在线带传输防LID工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图25示出了在线带传输防LID工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图26示出了在线带传输防LID工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图27示出了在线带传输防LID工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图28示出了在线带传输防LID工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图29示出了在线带传输防LID工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
图30示出了在线带传输防LID工具的示例，其中晶圆被放置到带上并且在通过该工具运输期间，晶圆或器件可以暴露于用于清空桶型B1、B2以及B3的过程的不同组合。
本领域技术人员应当清楚，尽管上述公开主要涉及晶体硅太阳能电池的氢钝化，但可以将相同的原理和方法用于用于制造太阳能电池的任何其它半导体，如GaAs、CIGS、CdTe、InP、CZTS以及CuS。
本文所公开的加工方法可以在不同制造阶段应用于PV器件。例如，本发明的实施方式可以在形成p-n结之后立即使用，或者在制造完成并且金属触点已经形成在PV器件上之后使用，甚或在模块层叠期间或者在完成的模块上使用。如本公开中使用的术语“PV器件”旨在覆盖具有掺杂硅区和p-n结的部分制造的器件。
本领域技术人员还应清楚，在不脱离如广泛描述的本发明的精神或范围的情况下，可以对如具体实施方式中所示的本发明进行多种变化和/或修改。本实施方式因此如所示并且不受限地按全部方面来考虑。
本文使用的术语“包括(comprising)”(及其语法变体)以“具有(having)”或“包括(including)”的包含性含义使用，而不是以“仅由...组成(consisting only of)”的含义来使用。

Claims (9)

1.一种用于加工具有掺杂硅区的硅基光伏器件的方法，所述掺杂硅区以至少1e16个原子/cm3的氢浓度被掺杂，该方法包括以下步骤：
(a)设置所述硅基光伏器件，其中，所述硅基光伏器件包括氢；
(b)在温度高于600℃的环境中对所述硅基光伏器件的至少一部分进行热处理，使得氢朝着所述掺杂硅区中的至少一个掺杂硅区迁移，以使所述至少一个掺杂硅区内的氢浓度增加到氢对该区的电特性造成劣化的最小氢浓度以上；
(c)按下述方式横跨所述硅基光伏器件的至少一部分施加电场：通过所述电场将带电氢原子驱离所述至少一个掺杂硅区；
其中：
进行步骤(b)以使氢原子分布在所述至少一个掺杂硅区内；
步骤(c)包括以下步骤：横跨所述硅基光伏器件施加正向偏压电场，以促使带电原子氢漂离具有高原子氢浓度的区域；以及
进行步骤(c)，以使氢迁移出所述至少一个掺杂硅区。
2.根据权利要求1所述的方法，其中，按下述方式执行步骤(c)：带负电氢原子漂离所述硅基光伏器件的p型区，并且带正电氢原子漂离所述硅基光伏器件的n型区。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其中，按第一时段施加第一强度的电场，并且按第二时段施加第二强度的电场。
4.根据权利要求1所述的方法，其中，所述电场是脉冲场。
5.一种用于加工硅基光伏器件的方法，所述硅基光伏器件具有掺杂硅区，所述掺杂硅区以至少1e16个原子/cm3的氢浓度被掺杂，该硅基光伏器件包括：
第一硅掺杂区，该第一硅掺杂区的掺杂浓度低于掺杂阈值；
第二硅掺杂区，该第二硅掺杂区的掺杂浓度高于所述掺杂阈值；以及
介电质区；
其中，所述第一硅掺杂区、所述第二硅掺杂区以及所述介电质区包含在氢化步骤期间引入的原子氢；相应的氢浓度为至少1e16个原子/cm3；
其中，所述方法包括以下步骤：在温度高于150℃的环境中处理所述硅基光伏器件，使得原子氢遍及所述硅基光伏器件重新分布，并且所述第一硅掺杂区和所述第二硅掺杂区处的原子氢浓度下降至1e16个原子/cm3以下。
6.根据权利要求5所述的方法，其中，处理所述硅基光伏器件的步骤使得在光浴期间或在以后的电场工作期间的光致劣化减少或消除。
7.根据权利要求5所述的方法，其中，处理所述硅基光伏器件的步骤使得整个硅基光伏器件的原子氢浓度下降至1e16个原子/cm3以下。
8.根据权利要求5所述的方法，其中，处理所述硅基光伏器件的步骤使得所述第一硅掺杂区和所述第二硅掺杂区内的氢原子浓度变得这些区处的氢致复合不再影响所述硅基光伏器件的性能。
9.根据权利要求5至8中的任一项所述的方法，其中，处理所述硅基光伏器件的步骤使得所述第一硅掺杂区和所述第二硅掺杂区内的氢原子浓度变得低于1e15个原子/cm3。
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