DE112010000774T5

DE112010000774T5 - Solarzellenverfahren und -strukturen

Info

Publication number: DE112010000774T5
Application number: DE112010000774.8T
Authority: DE
Inventors: Ly Mai; Matthew Edwards; Martin Andrew Green; Ziv Hameiri; Stanley Wang; Brett Hallam; Nicole Bianca Kuepper; Adeline Sugianto; Budi Tjahjono; Alison Maree Wenham; Stuart Ross Wenham
Original assignee: NewSouth Innovations Pty Ltd
Current assignee: NewSouth Innovations Pty Ltd
Priority date: 2009-01-16
Filing date: 2010-01-15
Publication date: 2014-06-12
Also published as: CN102282650A; AU2010205903A1; CN102282650B; AU2010205903A2; WO2010081198A1; US20120048366A1

Abstract

Ein fotovoltaisches Bauelement wird mit einer passivierten ersten Lichtempfangsoberfläche einer Halbleitermaterialschicht einer ersten Dotierungsart gebildet. Ein Bereich von entgegengesetzt dotiertem Halbleitermaterial wird gebildet, um einen p-n-Übergang auf mindestens einem Teil einer zweiten Oberfläche zu erzeugen, die sich entgegengesetzt zur ersten Lichtempfangsoberfläche der Halbleitermaterialschicht befindet. Erste Kontakte werden auf der Lichtempfangsoberfläche der Halbleitermaterialschicht der ersten Dotierungsart gebildet, und zweite Kontakte werden auf dem entgegengesetzt dotierten Material auf der zweiten Oberfläche der Halbleitermaterialschicht gebildet. Ein n-leitender Bereich wird an einer Oberfläche des Silizium-Halbleitermaterials durch Bilden einer Schicht aus Aluminium über der Oberfläche des Siliziummaterials gebildet. Das Aluminium wird dann bei einer Temperatur oberhalb einer eutektischen Aluminium-Silizium-Temperatur stoßerhitzt, um einen p-leitenden Aluminium-Halbleiter-Legierungsbereich zu bilden. Ein epitaxialer Niedertemperatur-Festphasen-Wachstumsprozess wird dann bei einer Temperatur unterhalb der eutektischen Aluminium-Silizium-Temperatur ausgeführt, wobei Restsilizium im Aluminium und/oder legierten Bereich einen p-leitenden Bereich an der Aluminium-Silizium-Grenzfläche durch epitaxiales Feststoffphasenwachstum bildet.

Description

Einleitung
Die vorliegende Erfindung betrifft das Gebiet der Herstellung von Solarzellen, und in einer Erscheinungsform stellt die Erfindung ein Verfahren zum Bilden einer p-leitenden dotierten Schicht in einem Siliziumbauelement bereit. In einer weiteren Erscheinungsform stellt die Erfindung eine neue Bauelementstruktur bereit, die an n-leitendem Silizium gebildet ist.
Hintergrund
Aluminium-(Al)-Leitpasten werden in herkömmlichen Solarzellendesign oft durch Siebdruck hergestellt und stoßerhitzt (spike-fired), weil dies eine robuste, schnelle und kostengünstige Technik zum Herstellen einer Al-dotierten p⁺-Schicht ist, die als wirksames Back-Surface-Field in Solarzellen wirkt, die auf p-leitenden Wafern gebildet sind. Dieser Prozess wurde vor mehr als 30 Jahren entwickelt und ist bei der kommerziellen Produktion von Siebdruck-Solarzellen seit den späten 1970er Jahren in Gebrauch. Es wird nun vorgeschlagen, die Anwendung von solchem Siebdruck-Al zum Erzeugen eines legierten p-n-Übergangs in n-leitenden Wafern zu verwenden, insbesondere die n⁺np⁺-Solarzellstruktur zu verwenden. Es wird berichtet, dass n-leitende Czochralski-(CZ)-Wafer beträchtlich höhere Minoritätsträgerlebensdauern im Vergleich zu p-leitenden CZ-Wafern haben und daher in der Lage sein sollten, höhere Offene-Klemmen-Spannungen (Voc's) zu erreichen. Jedoch sind in einer n⁺np⁺-Bauelementstruktur auf n-leitendem CZ-Material, bei dem die gesamte Rückfläche durch legiertes Al bedeckt ist, nur Voc's von weniger als 630 mV beobachtet worden [A. Ebong, V. Upadhyaya, et al, ”Rapid Thermal Processing of High Efficiency N-type Silicon Solar Cells with Al Back Junction”, Photovoltaic Energy Conversion, Conference Record of the 2006 IEEE 4th World Conference], [Schmiga, C., H. Nagel, et al, ”19% Efficient N-Type CZ Silicon Solar Cells with Screen-Printed Aluminium-Alloyed Rear Emitter”, Progress in Photovoltaic 14(6): 533–53], wodurch die Realisierung des größten Teils des höheren Effizienzpotenzials von n-leitenden CZ-Wafern verhindert wird. Dies stellt eine schwerwiegende Beschränkung für dieses einfache Zelldesign dar.
Siebgedruckte Aluminiumpaste auf der Rückseite eines Siliziumwafers wird häufig durch Erwärmung auf 750–850°C in einem Infrarot-Gürteldurchlaufofen für weniger als zwei Minuten stoßerhitzt, um einen legierten Bereich zu erzeugen, in dem ein stark dotierter p-leitender Bereich über epitaxiales Wachstum von aluminiumdotiertem Silizium aus der flüssigen Phase gebildet wird. Inhomogenitäten in solch einer Schicht machen es jedoch schwierig, einen p-n-Übergang unter Verwendung dieses Ansatzes mit n-leitenden Wafern zu bilden, was darauf zurückzuführen ist, dass solche Inhomogenitäten es dem Aluminium ermöglichen, den aluminiumdotierten p-leitenden Bereich zu umgehen und direkten Kontakt zum n-leitenden Wafer herzustellen, normalerweise über eine Schottky-Sperrschicht. Solche Schottky-Sperrschichten erzeugen nichtlineare Kurzschlüsse (Shunting) des Übergangs und verschlechtern Bauelementspannungen, Füllfaktoren und Ströme.
Bei der Herstellung von Solarzellen ist es auch wünschenswert, sowohl die Höhe der Verarbeitungstemperatur wie auch die Prozessdauer während der thermischen Behandlung, wie zum Beispiel Diffusionsprozesse, thermische Oxidation, Metallsinterung usw., zu minimieren. Dies liegt daran, dass eine Verringerung der Materialqualität häufig während längerer Hochtemperaturprozesse auftritt, wie zum Beispiel durch Defekterzeugung, Diffusion von Kontaminanten in Bereiche des Bauelements, in denen Schäden auftreten, Verlust von Wasserstoff aus dem Material usw. Hohe Temperaturen während sehr kurzer Zeit (nur ein paar Sekunden) oder längere Einwirkung von relativ niedrigen Temperaturen (weniger als 500°C) scheinen keine wesentlichen Schäden zu verursachen. Ein sehr großer Anteil aller gegenwärtig hergestellten Solarzellen auf Siliziumwaferbasis erfordert längere Einwirkung hoher Temperaturen, wie zum Beispiel durch thermische Diffusion, mit dem Potenzial von beträchtlichen Schäden während solcher Prozesse, wenn bestimmte Substrate verwendet werden oder in Gegenwart unerwünschter Kontaminanten usw. Auch wenn durch solche Verfahren Hochleistungszellen hergestellt werden können, leiden Ausbeute (Yield) und Wiederholbarkeit darunter, und die Kosten der Ausführung solcher Prozesse in einer angemessen sauberen Umgebung sind hoch. Solche Verfahren neigen auch dazu, viel größere Energiemengen während der Herstellung der Bauelemente zu erfordern.
Insbesondere ist seit vielen Jahren bekannt, dass selektive Emitter Bauelemente höherer Leistungsfähigkeit erleichtern. Ein großer Anteil solcher Bauelemente, die mit selektiven Emittern hergestellt werden, haben jedoch bisher längere sehr hohe Temperaturen erfordert, wenn die thermischen Diffusionsprozesse ausgeführt werden, um stark dotierte Bereiche unterhalb der Metallkontakte zu bilden.
Zusammenfassung der Erfindung
Die Erfindung stellt ein Verfahren zum Bilden eines p-leitenden Bereichs an einer Oberfläche von Silizium-Halbleitermaterial bereit, wobei das Verfahren das Bilden einer Schicht aus Aluminium über der Oberfläche des Siliziummaterials, Stoßerhitzung des Aluminiums bei einer Temperatur oberhalb der eutektischen Aluminium-Silizium-Temperatur umfasst, um einen p-leitenden Aluminium-Halbleiter-Legierungs-Bereich zu bilden, gefolgt von einem Niedertemperatur-Feststoffphasen-Epitaxiewachstumsprozess bei einer Temperatur unterhalb der eutektischen Aluminium-Silizium-Temperatur, wobei das restliche Silizium im Aluminium und der legierte Bereich einen p-leitenden Bereich an der Aluminium-Silizium-Grenzfläche durch Feststoffphasen-Epitaxiewachstum bilden.
Dieser Stoßerhitzungsschritt kann bei Temperaturen im Bereich von 650–950°C und vorzugsweise 850 +/– 20°C in einem Infrarot-(IR)-Gürteldurchlaufofen ausgeführt werden. Das Bauelement darf im Ofen nur für eine Dauer von 5–100 Sekunden und tatsächlich normalerweise nur 2–4 Sekunden bei der Spitzentemperatur sein.
Der Niedertemperatur-Feststoffphasen-Epitaxiewachstumsprozess kann bei Temperaturen im Bereich von 200–577°C und vorzugsweise bei Temperaturen im Bereich von 450 bis 510°C (theoretisch 500°C) für 2 bis 30 Minuten und normalerweise 10 ± 2 Minuten bei 500°C. Der Niedertemperatur-Erwärmungsschritt wird durch Bewegen des Halbleitermaterials in eine zusätzliche Erwärmungszone in Infrarotgürteldurchlauföfen unmittelbar nach den heißesten Erwärmungszonen, in denen die Stoßerhitzung ausgeführt wird, ausgeführt.
Die Aluminiumschicht kann durch Siebdrucken von Al-Paste auf die Oberfläche des Siliziummaterials gebildet werden, an der die p⁺-leitende Schicht gebildet werden soll, mit einer Dicke von mindestens 5 Mikrometern und normalerweise mehr als 20 Mikrometern.
Das Siliziummaterial ist vorzugsweise ein n-leitender CZ-Wafer, und die p⁺-Schicht wird als Rückschicht gebildet, die einen p-n-Übergang an der nicht lichtempfangenden Oberfläche des Bauelements bereitstellt. Die lichtempfangende Oberfläche kann mit einer Antireflexionsbeschichtung beschichtet sein und in einem offenen Gitter oder Muster unter Verwendung einer Phosphordotierungsquelle laserdotiert werden, wo die Vorderseitenmetallisierung gebildet werden soll.
Der Niedertemperatur-Feststoffphasen-Epitaxiewachstumsprozess wandelt Schottky-Kontakte in herkömmliche p-n-Übergänge um, mit entsprechenden Verbesserungen bei der Offene-Klemmen-Spannung von immerhin 70 mV, die bei n-leitenden Solarzellen bei Hinzufügen dieses Prozesses beobachtet worden sind. Derselbe Feststoff-Epitaxiewachstumsprozess kann bei der Bildung eines herkömmlichen, durch Siebdruck hergestellten Rückkontaktes und eines Back-Surface-Field in p-leitenden Solarzellen implementiert und verwendet werden, um die Bauelementleistung durch Reduzieren der effektiven Rückseitenoberflächen-Rekombinationsgeschwindigkeit durch Vermeiden des Kontaktierens des leicht dotierten Silizium-Wafers in begrenzten Bereichen zu verbessern. Wieder werden Verbesserungen bei Offene-Klemmen-Spannung und Strom beobachtet, aber mit reduzierter Stärke im Vergleich zur Anwendung auf n-leitenden Wafern.
In einer weiteren Erscheinungsform der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Bildung eines fotovoltaischen Bauelements bereitgestellt, die folgendes umfasst:
Passivieren einer ersten Lichtempfangsoberfläche einer Halbleitermaterialschicht einer ersten Dotierungsart;
Bilden von Bereichen von entgegengesetzt dotiertem Halbleitermaterial, um einen p-n-Übergang auf mindestens einem Teil einer zweiten Oberfläche zu erzeugen, die sich entgegengesetzt zur ersten Lichtempfangsoberfläche der Halbleitermaterialschicht befindet;
Bilden von Kontakten an der ersten Lichtempfangsoberfläche der Halbleitermaterialschicht der ersten Dotierungsart; und
Bilden von Kontakten an dem entgegengesetzt dotierten Material auf der zweiten Oberfläche der Halbleitermaterialschicht.
In noch einer weiteren Erscheinungsform der vorliegenden Erfindung wird ein fotovoltaisches Bauelement bereitgestellt, das einen Halbleiterkörper einer ersten Dotierungsart umfasst, aufweisend:
eine passivierte erste Lichtempfangsoberfläche;
Bereiche von entgegengesetzt dotiertem Material, das einen p-n-Übergang an mindestens einem Teil einer zweiten Oberfläche bildet, die der ersten Lichtempfangsoberfläche gegenüberliegt;
erste Metallisierung, die in Kontakt mit der ersten Lichtempfangsoberfläche der Halbleitermaterialschicht steht; und
zweite Metallisierung, die in Kontakt mit den entgegengesetzt dotierten Bereichen der zweiten Oberfläche der Halbleitermaterialschicht steht.
Das Verfahren und das sich ergebende Bauelement nutzen vorzugsweise einen n-leitenden Siliziumwafer als Halbleitermaterialschicht, die vorgeschlagene Anordnung kann jedoch auch unter Verwendung eines p-leitenden Wafers positive Ergebnisse erreichen.
Die Bildung der ersten Metallisierung umfasst normalerweise Laserdotieren durch Passivierungs- oder Antireflexionsschichten, um den Dotierungsgrad der Halbleiterbereiche zu erhöhen, die in Kontakt mit der ersten Metallisierung stehen sollen. Das Laserdotieren kann durch Anwenden einer Feststoffdotierungsquelle oder Zuführen einer Flüssigdatierungsquelle auf der Oberfläche und Laserdotieren durch Oberflächenpassivierungs- und/oder Antireflexionsschichten hindurch erreicht werden. Laserdotierung kann auch das Anordnen des Bauelements in einer gasförmigen Dotierungsquellenatmosphäre umfassen. Nach der Laserdotierung können selbst ausgerichtete Metallkontakte durch stromlose Plattierungs-, Elektroplattierungs- oder Fotoplattierungsverfahren aufgetragen werden. Andere Metallabscheidungs- oder Druckverfahren können ebenfalls verwendet werden, wobei die abgeschiedenen oder aufgedruckten Metalllinien die laserdotierten Bereiche schneiden, um den elektrischen Kontakt in diesen Schnittbereichen zu erleichtern. Ein Beispiel für das Letztere ist die Verwendung von Halbleiterfingern, die durch die Verwendung eines Lasers hergestellt werden, der das Silizium in Gegenwart einer Dotierungsquelle schmilzt, um die laserdotierten Bereiche oder Linien zu erzeugen, und dann anschließend Metalllinien durch Siebdruck herzustellen, so dass die Metalllinien die laserdotierten Linien schneiden. Ein Vorteil dieses Ansatzes gegenüber früheren Implementierungen der Halbleiterfingertechnologie ist, dass das durch Siebdruck aufgetragene Metall keine Schäden am Übergang verursacht, wenn es durch dielektrische Oberflächen- oder Antireflexionsschichten in das Silizium in den Bereichen abseits von den Stellen eindringt, an denen die Laserdotierung stattgefunden hat.
Die erste Lichtempfangsoberfläche kann auch ganzflächig leicht mit zusätzlichen Dotierungsmitteln derselben Polarität wie der Wafer dotiert werden, z. B. durch einen thermischen Diffusionsprozess, vorausgesetzt, der spezifische Schichtwiderstand, der aus den zusätzlichen Dotierungsmitteln resultiert, ist nicht übermäßig niedrig. Die Schichtwiderstände der ersten Lichtempfangsoberflächenschicht können im Bereich von 100–5000 Ohm pro Square liegen und liegen vorzugsweise im Bereich von 400–1000 Ohm pro Square, wobei die zusätzliche dotierte Schicht dann parallel zum Schichtwiderstand des Wafers selbst ist.
Entgegengesetzt dotierte Bereiche können auch durch Laserdotierung durch Oberflächenpassivierung und/oder Antireflexionsschichten gebildet werden. Laserdotierung kann auch das Anordnen des Bauelements in einer gasförmigen Dotierungsquellenatmosphäre umfassen. Nach der Laserdotierung können selbst-ausgerichtete Metallkontakte durch stromlose Plattierungs-, Elektroplattierungs- oder Fotoplattierungsverfahren aufgetragen werden.
Wo p-leitende Bereiche an einer Fläche gebildet werden, kann dies durch epitaxiales Wachstum von p⁺-Material aus einer flüssigen Silizium-Aluminium-Legierung erfolgen; in diesem Fall kann die restliche Legierung die Metallisierung für den p-leitenden Bereich bilden. Inhomogenitäten in solchen p⁺-Bereichen können zu der Aluminiummetallisierung durch Verwenden von Feststoffphasenepitaxie isoliert werden, um einen weiteren p⁺-Bereich zumindest zwischen dem n-leitenden Material und dem Aluminium in den Inhomogenitäten zu bilden. Wo dielektrische Schichten zwischen dem Halbleiterkörper und der Aluminiummetallisierung genutzt werden, so zum Beispiel wo rückseitige Kontakte nur intermittierend über die Rückseite erforderlich sind und durch eine dielektrische Schicht gebildet werden, kann die Feststoffphasenepitaxie auch zum Erzeugen von p⁺-Bereichen verwendet werden, um Brücken durch dielektrische Schicht zu isolieren, die durch das Aluminium verursacht werden, welches das Silizium durch Defekte kontaktiert, wie zum Beispiel Pin-Holes in der dielektrischen Schicht. Die Feststoffphasenepitaxie kann auch zum Reparieren von Schäden am rückseitigen Übergang verwendet werden, die durch Laserdotieren der Lichtempfangsoberfläche oder durch Laserdotieren der rückseitigen Fläche verursacht wurden.
Um Schäden an epitaxial gebildeten rückseiteigen Übergang durch Wärme von der Laserdotierung zu verhüten oder zu minimieren, kann der Laser mit einer Pulsenergie und Pulsfrequenz betrieben werden, die verhindert, dass der Bereich des Übergangs die eutektische Temperatur von Aluminium-Silizium (577°C) erreicht, um so das wiederholte Schmelzen und Wiedererstarren in der Nähe des Übergangs zu vermeiden. Jeder Schaden am rückseitigen Übergang, der durch Laserdotierung der Lichtempfangsoberfläche verursacht wird, der auftreten kann, kann auch durch Feststoffphasenepitaxie repariert werden.
Die Laserdotierung der Lichtempfangsoberfläche kann auch vor dem Schritt der Bildung des Übergangs durch Flüssigphasenepitaxie ausgeführt werden.
Die Oberflächenpassivierung kann durch eine Oberflächenpassivierungsschicht oder eine von mehreren Oberflächenbehandlungen erreicht werden. Eine Antireflexionsschicht kann ebenfalls vorgesehen werden, in welchem Fall die Antireflexionsschicht über die Oberflächenpassivierungsschicht aufgebracht werden kann, oder es kann eine Oberflächenpassivierungsbehandlung vorgesehen werden. Eine zweischichtige Antireflexionsbeschichtung kann dort verwendet werden, wo die anfängliche, sehr dünne Schicht mit ihren Oberflächenpassivierungseigenschaften an eine undiffundierte Siliziumfläche (n-leitend oder p-leitend) angepasst wird, während die zweite, viel dickere Schicht auf optische Eigenschaften optimiert wird. Solche zweischichtigen Beschichtungen können in einem einzigen Abscheidungsprozess abgeschieden werden, wie zum Beispiel PECVD oder Sputtern, und können eine dünne siliziumreiche Siliziumnitridschicht mit einem Brechungsindex von mehr als 2,0 umfassen, die normalerweise eine Dicke im Bereich von nur 10–200 Ångström hat, wobei die anschließende dickere Beschichtung eine Dicke und einen Brechungsindex hat, die so ausgewählt werden, dass die Reflexion an der Oberfläche minimiert wird. Es ist auch möglich, eine einzige Schicht zu verwenden, um sowohl die Oberfläche zu passivieren wie auch Antireflexeigenschaften bereitzustellen, obwohl normalerweise die Bauelementleistung nicht so gut ist, es sei denn, dass eine zusätzliche Quelle von Dotierungsmitteln in die Fläche, die passiviert wird, diffundiert wird, wie oben beschrieben, mit einem Schichtwiderstand für die zusätzlichen Dotierungsmittel im Bereich von 400 bis 1.000 Ohm per Square oder mehr.
Kontakte zu der Lichtempfangsoberfläche können plattierte Metalle umfassen, wie zum Beispiel Nickel, Kupfer, Zinn oder Silber. Ein besonderer Vorteil dieses Zelldesigns ist, dass jedes dieser Metalle allein oder in Kombination mit einem der anderen Metalle verwendet werden kann, da der Bauelementübergang so weit entfernt ist, dass das Eindringen des Metalls oder der Metalle in den Bereich des Übergangs kein derart starkes Problem wie bei herkömmlichen Solarzelldesigns darstellt. Zum Beispiel können herkömmliche Plattierungsmetallisierungsanordnungen, wie zum Beispiel die Verwendung einer Nickelschicht von 10–1.000 nm Dicke, die das laserdotierte Silizium kontaktiert, gefolgt von einer darüber liegenden dickeren Schicht aus Kupfer mit einer Dicke von 1 bis 30 Mikrometern verwendet werden, oder anderenfalls könnte auch ein vereinfachter Kontakt, der nur die Verwendung von Kupfer ohne Nickel beinhaltet, verwendet werden. Solch ein Metall wird normalerweise mit einer dünnen Schicht von Zinn oder Silber abgedeckt, um die Kupferoberfläche zu schützen. Wenn die laserdotierten Halbleiterbereiche als leitfähige Finger ausgebildet sind, können dann die Metallkontakte gebildet werden, wie zum Beispiel durch Siebdruck oder ein anderes geeignetes Verfahren, um die laserdotierten Linien oder Bereiche zu schneiden.
Unter Verwendung der vorgeschlagenen Herstellungsprozesse und -verfahren und Zelldesign/-struktur, können Ausführungsformen hergestellt werden, die eine hohe Leistungsfähigkeit (mehr als 19% Effizienz) ohne Verwendung von Prozessen erreichen, die erfordern, dass die Wafer Temperaturen von mehr als 550°C länger als 30 Sekunden ausgesetzt sind.
Kurzbeschreibung der Zeichnungen
Es werden nun Ausführungsformen der Erfindung mit Verweis auf die begleitenden Zeichnungen beschrieben.
1 zeigt ein Querschnitts-SEM-Foto, das die Inhomogenitäten in der Al-dotierten p⁺-Schicht zeigt, welche dem Al ermöglichen, nach Bildung einer Aluminiumpastenschicht und Stoßerhitzung das n-leitende Silizium eines n-leitenden Wafers direkt zu kontaktieren;
2 illustriert schematisch einen n-leitenden Wafer nach Bildung einer Aluminiumpastenschicht und vor der Stoßerhitzung;
3 illustriert schematisch den n-leitenden Wafer von 2, während das Aluminium und ein Teil des Oberflächensiliziums während der Stoßerhitzung flüssig ist;
4 illustriert schematisch einen n-leitenden Wafer nach Bildung einer Aluminiumpastenschicht und Stoßerhitzung;
5 illustriert schematisch den n-leitenden Wafer von 4 nach weiterer Wärmebehandlung bei einer niedrigeren Temperatur als die anfängliche Stoßerhitzung;
6 zeigt PL-Bilder, die eine Verbesserung in der Gleichförmigkeit und Qualität der p⁺-Schicht darstellen, die durch Bereitstellen einer Niedertemperaturbehandlung nach einer Stoßerhitzung erreicht wird: (a) vor und (b) nach der Niedertemperaturbehandlung;
7, 8 und 9 zeigen schematisch die Stufen bei der Herstellung einer fotovoltaischen Zelle unter Verwendung einer bevorzugten Herstellungssequenz.
10 illustriert schematisch ein erstes Beispiel für eine Solarzellstruktur mit rückseitigem Übergang, die den Siebdruck der rückseitigen Fläche mit Aluminiumpaste in einem gewünschten Muster nutzt, gefolgt von Stoßerhitzung, um den rückseitigen Übergang und Kontakt zu bilden;
11 illustriert schematisch ein zweites Beispiel für eine Solarzellstruktur mit rückseitigem Übergang, die ein Laserdotieren von p-leitenden Dotierungsmitteln in die rückseitige Fläche und das Plattieren der Kontakte nutzt;
12, 13 und 14 zeigen schematisch die Stufen bei der Herstellung einer fotovoltaischen Zelle unter Verwendung einer bevorzugten Herstellungssequenz;
15 illustriert schematisch ein zweites Beispiel für eine Solarzellstruktur mit rückseitigem Übergang, die die Verwendung der Feststoffphasenepitaxie illustriert, um Probleme zu lösen, die durch Defekte in einer Oxidschicht verursacht werden; und
16 illustriert schematisch ein zweites Beispiel für eine Solarzellstruktur mit rückseitigem Übergang, die die Oberflächenpassivierung unter Verwendung eines elektrostatischen Verfahrens illustriert.
Ausführliche Beschreibung der Ausführungsformen
Obwohl erwartet worden war, dass eine n⁺np^–-Bauelementstruktur auf n-leitendem CZ-Material, bei dem die gesamte Rückfläche von legiertem Aluminium bedeckt ist, zu einer hohen Offenen-Klemmen-Spannung (Voc) führt, wenn man versucht, solche Bauelemente zu bilden, sind Offene-Klemmen-Spannungen (Vocs) von lediglich weniger als 630 mV berichtet worden, was den größten Teil des höheren Effizienzpotenzials von n-leitenden CZ-Wafern an der Umsetzung hindert. Es ist festgestellt worden, dass Inhomogenitäten in der p⁺-Schicht die Hauptursache für diese unerwartete Verschlechterung der Leistungsfähigkeit sind. [A. Ebong, V. Upadhyaya, et al, ”Rapid Thermal Processing of High Efficiency N-type Silicon Solar Cells with Al Back Junction”, Photovoltaic Energy Conversion, Conference Record of the 2006 IEEE 4th World Conference]. Es ist festgestellt worden, dass die Inhomogenitäten in solch einer Schicht dem Aluminium ermöglichen, den aluminiumdotierten p-leitenden Bereich zu umgehen, um einen direkten Kontakt mit dem n-leitenden Wafer, normalerweise über eine Schottky-Sperrschicht, herzustellen. Solche Schottky-Sperrschichten erzeugen nichtlineare Kurzschlüsse (Shunting) des Übergangs und verschlechtern Bauelementspannungen, Füllfaktoren und Ströme.
Diese Inhomogenitäten sind, wie in 1 und 4 zu erkennen ist, isolierte Punkte, wo sich der Übergang nicht bildet, was anscheinend durch ungleichförmige Benetzung des Siliziums durch das Aluminium während des Legierungsprozesses erzeugt wird. Obwohl das Vorhandensein dieser Inhomogenitäten durch Optimieren des Feuerprozesses minimiert werden, um so das Auftreten einer gleichförmigeren Benetzung der Oberfläche zu ermöglichen, können sie nicht vollständig vermieden werden. In kleinen Mengen haben solche Inhomogenitäten einen fast vernachlässigbaren Einfluss auf die Leistungsfähigkeit des Back-Surface-Fields in herkömmlichen Zellen, die auf einem p-leitenden Wafer gebildet werden. Sie können jedoch die Qualität von Al-legierten Emittern in Zellen auf n-leitenden Wafern beträchtlich verschlechtern, indem sie Al ermöglichen, lokal den p⁺-Bereich zu umgehen und den n-leitenden Bulk über eine Schottky-Sperrschicht direkt zu kontaktieren, was einen nichtlinearen Kurzschluß des Übergangs verursacht. Es wird daher vorgeschlagen, einen neuen und modifizierten Feuerprozess zu verwenden, um den Schaden aus solchen Inhomogenitäten zu vermeiden, indem die normale Struktur von 1 und 4 in die von 5 durch Beseitigen aller Kurzschlußbereiche modifiziert wird, die vorher vorhanden sind, wo das Al das n-leitende Silizium direkt kontaktiert.
Bei dem vorgeschlagenen Verfahren wird ein Niedertemperatur-Feststoffphasen-Epitaxiewachstumsprozess nach der herkömmlichen Standardstoßerhitzung von Al-Paste genutzt. Mit Bezug auf 2 beginnt der Prozess mit dem Siebdruck von Al-Paste 12 auf die Rückseite eines n-leitenden Siliziumwafers 11 und dem Trocknen normalerweise bei 300°C. Während des anschließenden Stoßerhitzungsschritts hat die sich ergebende Al-Si-Mischung 13 vor dem Kühlen und dem Wiedererstarren die Form, die in 3 gezeigt wird. Dieser Stoßerhitzungsschritt wird häufig bei 650–950°C in einem Infrarot-(IR)-Gürteldurchlaufofen für eine Dauer von normalerweise nur 2–4 Sekunden bei der Peaktemperatur ausgeführt. Der Transportgürtel wird oft mit hoher Geschwindigkeit laufen gelassen, damit sich das Al schnell erwärmen und bei mehr als der eutektischen Al-Si-Temperatur von 577°C schmelzen kann. Der geschmolzene Bereich 13 wird dann schnell abgekühlt und erstarrt über einen Flüssigkeitsphasen-Epitaxiewachstumsprozess von Al-dotiertem p⁺-Silizium. Dieser Epitaxiewachstumsprozess tritt an der freigelegten Siliziumoberfläche überall dort auf, wo die Siliziumoberfläche vorher durch ihren Kontakt mit dem Silizium während des Erwärmens aufgelöst oder geschmolzen war. Die isolierten Oberflächenbereiche 14, die in 3 gezeigt werden, wo das Al das Silizium nicht geschmolzen hat, haben also dementsprechend auch kein Epitaxiewachstum von Al-dotiertem Silizium während des Abkühlens erfahren. Daher ergibt sich die Struktur von 4 nachfolgend der Erstarrung mit Bildung der Inhomogenitäten 15, wo das Al das Silizium nicht geschmolzen hat. Der anschließende Niedertemperatur-Feststoffphasen-Epitaxiewachstumsprozess, der ausgeführt wird, um die Auswirkungen der Inhomogenitäten 15 des Übergangs, die in 1 und 4 gezeigt werden, zu minimieren, dauert normalerweise 2 bis 30 Minuten und vorzugsweise etwa 10 Minuten.
Beim Flüssigkeitsphasen-Epitaxiewachstumsprozess während des Kühlens bleibt der Großteil des Al 13 in der geschmolzenen Phase, bis die Temperatur unter etwa 650°C fällt, bei der das Aluminium erstarrt. Bis zu diesem Stadium ist der größte Teil des Siliziums aus der geschmolzenen Schicht, die in 2 gezeigt wird, auf der freigelegten Siliziumoberfläche bereits epitaxial gewachsen, um die p⁺-Bereiche 17 zu bilden. Sobald also die Temperatur unter die eutektische Al-Si-Temperatur von etwa 577°C gefallen ist und der Erstarrungsprozess abgeschlossen ist, bleibt nur eine kleine Menge des restlichen Siliziums in der überwiegenden Al-Schicht 16. Der Wafer wird dann bewusst bei einer Temperatur im Bereich von 200–577°C vorzugsweise über 5–20 Minuten (je nach der Temperatur) gehalten, in welcher Zeit die hohe Beweglichkeit des Siliziums innerhalb des Al 16 ihm ermöglicht, sich durch Diffusion in exponierte Bereiche der Siliziumoberfläche zu bewegen, wo es durch Feststoffphasen-Epitaxiewachstum auf der Siliziumoberfläche wächst, um eine dünne p⁺-Schicht 18 zu bilden. Es ist wichtig, dass während der 5–20 Minuten dieses Teils des Prozesses das hoch reaktive Al ausreichend Zeit hat, alle Grenzflächenoxide oder -rückstände aus den Bereichen 19 zu reduzieren oder zu entfernen, die vorher nicht vom Kontakt mit dem Al während der kurzen Dauer des Stoßerhitzungsprozesses betroffen waren. Folglich werden negative Effekte der Übergangskurzschlussbereiche 15 aus 4, in denen das Al das n-leitende Silizium direkt kontaktiert, durch Einschluss einer sehr dünnen epitaxialen p-leitenden Feststoffphasenschicht 18 an der Al-Si-Grenzfläche beseitigt werden, wie in 5 gezeigt. Die Qualität des Übergangs in Bereichen, in denen das epitaxial gewachsene Feststoffphasenmaterial 18 das n-leitende Silizium 11 direkt kontaktiert, ist keine so gute Qualität in den Bereichen, in denen das epitaxial gewachsene Flüssigkeitsphasenmaterial 17 das n-leitende Silizium 11 kontaktiert. Das Vorhandensein des ersteren verbessert jedoch stark die elektrische Leistungsfähigkeit im Vergleich mit der direkten Umgehung des Al in das n-leitende Material in diesen Bereichen, während die Tatsache, dass die Gesamtfläche solcher Bereiche nur ein kleiner Prozentsatz der gesamten Übergangsfläche ist, zu minimaler Verschlechterung der Leistungsfähigkeit und Bauelementspannung im Vergleich zu dem Fall, wo solche Bereiche nicht vorhanden sind, führt.
Es ist gezeigt worden, dass eine Kombination von angemessen dicker Schicht von Al-Paste (normalerweise im Bereich von 5–40 Mikrometern Dicke und vorzugsweise etwa 20 Mikrometer dick), räumlich gleichförmigen hohen Brenntemperaturen und kurzer Brenndauer während der Stoßerhitzung einen gleichförmigen und tief geschmolzenen Bereich 13 in 3 während des Feuerns ergibt. Es wurde jedoch festgestellt, dass auch in solchen Feuerschemata Übergangsinhomogenitäten 15 noch vorhanden sind. Im Ergebnis dessen bleibt restliches Silizium auf Grund der Natur dieses schnellen Abkühlungsprozesses unvermeidlich in der Al-Schicht 16. Bei Einwirkung von Temperaturen im Bereich von 200°C bis 577°C ermöglicht die hohe Beweglichkeit des Siliziums im Al diesem restlichen Silizium, epitaxial an einer exponierten Siliziumoberfläche, einschließlich der Bereiche der Übergangsinhomogenitäten 15, zu wachsen. Dieses epitaxial gewachsene Feststoffphasenmaterial 18 ist Al-dotiert p-leitend und kann im Ergebnis dessen lokalisierte Schottky-Kontakte an diesen Inhomogenitäten, wo das Al das n-leitende Silizium direkt kontaktiert, in Bereiche 19 eines p-n-Übergangs guter Qualität transformieren. Das lokalisierte Kurzschließen des legierten Übergangs kann also vermieden werden.
Das grundlegende Feststoffphasenepitaxieverfahren kann in Verbindung mit einer Palette von Solarzelltechnologien verwendet werden, einschließlich durch Siebdruck hergestellter Solarzellen, Buried-Contact-Solarzellen (Saturnn), Halbleiterfinger-Solarzellen und laserdotierten Solarzellen. Es kann mit jeder Solarzellentechnologie verwendet werden, für die es machbar ist, durch Siebdruck hergestellte Aluminiumschichten zu integrieren, die anschließend mit dem Silizium bei Temperaturen von mehr als 577°C legiert werden. Dies gilt unabhängig davon, ob das Aluminium als Gitter, Punkt, Feststoff oder in einem anderen Muster verwendet wird und unabhängig davon, ob das Aluminium auf die Lichtempfangsoberfläche oder die Rückseite der Solarzelle aufgetragen wird. Obwohl das Verfahren in Bezug auf die Bildung von p⁺-Schichten auf einem n-leitenden Wafer beschrieben wurde, kann es auch zum Verbessern der Leistungsfähigkeit einer p⁺-Schicht auf einem p-leitenden Wafer eingesetzt werden.
Beispiel für die Herstellung des Bauelements

1. Mit Bezug auf 7, Verwendung von 180 μm dicken, industrieller Typ 5'', 2,5 Ohm-cm n-leitenden CZ-Wafern 111;
2. Alkalische Strukturierung, um aufrechte Zufallspyramiden 112 auf der Lichtempfangsoberfläche zu bilden (diese können sich auch auf der Rückfläche bilden);
3. Abscheidung einer 75 nm dicken Siliziumnitridschicht 113 auf der lichtempfangenden Waferfläche;
4. Siebdrucken einer 20 Mikrometer-Schicht von Al 114 auf der Rückfläche des Wafers 111, gefolgt vom herkömmlichen Stoßerhitzungsprozess in einem Infrarot-Gürteldurchlaufofen, um eine Al-Si-Legierungsschicht 115 und p⁺-Bereiche 116 zu bilden, die in 8 gezeigt werden.
5. Erwärmen des Wafers auf 500°C über 10 Minuten in einer Stickstoffumgebung (obwohl Umgebungsluft oder fast jede andere Umgebung auch akzeptabel ist), um eine dünne p⁺-Schicht 117 zu bilden, die die Al-Si-Schicht 115 vom Bulk des n-leitenden Substrats an den Inhomogenitäten 119 trennt.
6. Aufbringen der Phosphorquelle 121 auf die Lichtempfangsoberfläche. Man beachte, dass die Dotierungsmittelquelle fest, flüssig oder gasförmig sein kann, aber als Feststoffabscheidung zur Erleichterung beim Zeichnen gezeigt wird.
7. Erwärmung der Quelle mit einem Laser 122, um stark phosphordotiertes Silizium 123 überall dort zu erzeugen, wo das Metallgitter sich befinden soll.
8. Mit Bezug auf 9, werden Elektroden 124 durch Ni-Cu-Ag-Plattierung auf der Lichtempfangsoberfläche gebildet, einschließlich Sinterung des Ni nach seinem Auftrag;

Die Anwendung des beschriebenen Verfahrens, das den neuen Niedertemperatur-Feuerprozess nutzt, scheint nicht nur die Änderung bei Voc über einem Wafer kleiner zu machen, sondern auch den Absolutwert der Offene-Klemmen-Spannungen merklich auf mindestens 650 mV zu verbessern, verglichen damit, wenn nur die herkömmliche Stoßerhitzung des mit Siebdruck hergestellten Al-Kontaktes verwendet wird. 6 zeigt Fotolumineszenzbilder eines Wafers vor und nach der Anwendung des Feststoffphasen-Epitaxiewachstumsschritts. 6(a) zeigt ein Bauelement, bei dem nur die herkömmliche Stoßerhitzung des mit Siebdruck hergestellten A1-Kontaktes verwendet wird, während 6(b) die verbesserte Reaktion und die Gleichförmigkeit, die aus der Anwendung des Feststoffphasen-Epitaxiewachstumsprozesses, der hierin beschrieben wird, resultieren.
Eine Änderung des Verfahrens kann durch bewusstes Modifizieren der Stoßerhitzungsbedingungen erreicht werden, um zusätzliches Restsilizium innerhalb der Al-Schicht festzuhalten, wie zum Bespiel durch Schnellfrieren (rapid freezing) des geschmolzenen Bereichs, was für einen Teil des Flüssigkeitsphasen-Epitaxiewachstumsprozesses unzureichend Zeit lässt. Ein Verfahren zum Schnellkühlen besteht darin, Kühlluft auf den Wafer zu blasen, während er aus der Feuerzone des Ofens zurückkehrt. Dadurch steht zusätzliches Silizium für den anschließenden Feststoffphasen-Epitaxiewachstumsprozess zur Verfügung. Das ist das Gegenteil von dem, was die Industrie seit 30 Jahren getan hat, was mit der Stoßerhitzung zu tun hat, um so die Menge an Restsilizium im Al zu minimieren, da überschüssiges Silizium negative Wirkungen auf die elektrische Leitfähigkeit des Al hat, während sich gleichzeitig die Bildung einer dünneren p⁺-Schicht zwischen dem Al und dem Siliziumwafer ergibt. Wenn es als vorteilhaft angesehen wird, kann auf die Stoßerhitzung eine zusätzliche Abscheidung von Silizium, wie zum Beispiel durch Sputtern, E-Strahlverdampfung oder PECVD, auf die Rückfläche vor dem Erwärmen des Wafers auf etwa 500°C folgen. Dadurch wird zusätzliches Silizium für den Feststoffphasen-Epitaxiewachstumsprozess bereitgestellt, da bei Erwärmung das zusätzliche Silizium schnell in die Al-Schicht eindringt.
Ausführungsformen von Solarzellen, die auf n-leitenden Wafern beruhen, werden nun beschrieben, um weitere Aspekte der Erfindung zu illustrieren, es ist aber zu erkennen, dass die Hauptprinzipien des folgenden vorgeschlagenen Verfahrens und der Struktur auch auf p-leitende Wafer angewendet werden können.
Im allgemeinen werden die meisten Solarzellen, die gegenwärtig kommerziell hergestellt werden, auf einem p-leitenden Material aufgebaut und erfordern thermische Diffusion von Phosphor bei hoher Temperatur in die Oberfläche des Materials, um so eine angemessene laterale Leitfähigkeit für die erzeugten Ladungsträger bereitzustellen, um in die nächstgelegenen Metallfinger zu wandern, und auch angemessen hohe Dotierungskonzentrationen für die Oberflächenmetallisierung bereitzustellen, um einen guten ohmschen Kontakt mit dem kristallinen Silizium zu erzeugen.
Mit Bezug auf 10, reduzieren das vorgeschlagene Verfahren und die Struktur die Notwendigkeit der Diffusion von Phosphordotierungsmitteln in die Oberfläche des Wafers durch Wahl eines phosphordotierten Wafers. Der n-leitende Siliziumwafer 131 wird so gewählt, dass er den richtigen spezifischen Widerstand hat, um die laterale Leitfähigkeit zu ergeben, die für gesammelte/erzeugte Elektronen notwendig ist, lateral zu den dotierten Bereichen 132 zu wandern, die sich unter den Metallkontakten 133 befinden, ohne übermäßige Widerstandsverluste. Es wird angenommen, dass dies ein einzigartiges Merkmal der gegenwärtig offenbarten Anordnung mit wenig oder keiner erforderlicher Oberflächendiffusion, außer für den Bereich unter der Metallisierung. Der Übergang 134 ist jedoch besonders tief, er befindet sich in der Nähe der Rückoberfläche des Bauelements. Folglich ist die Oberflächenpassivierung in dieser Struktur besonders wichtig, um die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit auf angemessen niedrige Werte zu reduzieren, um das Sammeln der erzeugten Löcher am rückseitigen Übergang zu erleichtern. Verschiedene Ansätze zur Bildung der Antireflexbeschichtung, während gleichzeitig eine angemessene Oberflächenpassivierung erreicht wird, sind in der Literatur demonstriert und angeführt worden, wie zum Beispiel durch PECVD-Abscheidung einer Siliziumnitridschicht 135.
Das Äquivalent eines selektiven Emitters 132, mit starker Dotierung unter dem Metall und leichter Dotierung anderswo auf der Oberfläche, kann durch Laserdotierung von lokalisierten Bereichen des Siliziumwafers 131 mit Phosphor gebildet werden. Dadurch wird vermieden, den Wafer hohen Temperaturen oberhalb 500°C länger als 30 Sekunden auszusetzen. Die Metallkontakte 133 sind anschließend selbst-ausgerichtet an diesen stark dotierten Bereichen 132, wie zum Beispiel über stromlose Plattierung, Elektroplattierung oder Fotoplattierungsverfahren.
Bei diesem Bauelementdesign kann der rückseitige Übergang durch verschiedene Ansätze zum Bilden eines rückseitigen p-leitenden Bereichs gebildet werden, der trotzdem vermeidet, dass der Wafer Temperaturen von mehr als 500°C länger als etwa 30 Sekunden ausgesetzt wird. Es gibt zwei bevorzugte Ansätze zum Bilden des rückseitigen Übergangs und der Kontakte. Ein erster Ansatz beinhaltet Siebdrucken der Rückfläche mit Aluminiumpaste im gewünschten Muster, gefolgt von Stoßerhitzung normalerweise bei 750–850°C für etwa 30 Sekunden, um einen p⁺-Bereich 136 aus Silizium, das mit Aluminium im Umfang von etwa 2 × 10¹⁸ Atomen/cm³ dotiert ist, und eine Schicht aus Restaluminium (das einen Teil des gelösten Siliziums behält) 137 zu erzeugen, wie in 10 gezeigt. Alternativ kann Laserdotierung verwendet werden, um p-leitende Dotierungsmittel in die Rückfläche durch eine dielektrische Schicht 142 diffundieren zu lassen, um so p⁺-dotierte Bereiche 138 in einem Muster von lokalisierten Flächen zu erzeugen (z. B. ein Gittermuster oder ein anderes Muster), wie in 11 gezeigt. Die Metallkontakte 141 werden anschließend zu diesen stark dotierten Bereichen 138 selbst-ausgerichtet, durch stromlose Plattierung, Elektroplattierung oder Fotoplattierungsverfahren oder andere Metallisierungsverfahren, die vorher für die Lichtempfangsoberfläche beschrieben worden sind.
Mit Bezug auf 12, 13 und 14 werden mögliche Implentierungsschritte, die zum Zelldesign von 10 führen, im folgenden als Beispiel beschrieben:

1. Mit Bezug auf 12, Verwendung von 180 μm dicken, industrieller Typ 5'', 2,5 Ohm-cm n-leitenden CZ-Wafern 161;
2. Alkalisches Strukturieren zum Bilden von aufrechten Zufallspyramiden 162 auf der Lichtempfangsoberfläche;
3. Abscheidung einer 75 nm dicken Siliziumnitridschicht 163 auf der lichtempfangenden Waferfläche;
4. Siebdrucken einer ca. 20 Mikrometer starken Schicht von Al 164 auf der Rückfläche des Wafers 161, gefolgt vom herkömmlichen Stoßerhitzungsprozess in einem Infrarot-Gürteldurchlaufofen, um eine Al-Si-Legierungsschicht 165 und p⁺-Bereiche 166 zu bilden, die in 13 gezeigt werden.
5. Aufbringen der Phosphorquelle 171 auf die Lichtempfangsoberfläche. Man beachte, dass die Dotierungsmittelquelle fest, flüssig oder gasförmig sein kann, aber als Feststoffabscheidung zur Erleichterung beim Zeichnen gezeigt wird.
6. Erwärmung der Dotierungsmittelquelle mit einem Laser 172, um stark phosphordotiertes Silizium 173 überall dort zu erzeugen, wo sich das Metallgitter befinden soll.
7. Mit Bezug auf 14, werden Elektroden 174 durch Cu-Ag- oder Ni-Cu-Ag-Plattierung auf der Lichtempfangsoberfläche gebildet, einschließlich Sinterung des Ni nach seinem Auftrag.

Im allgemeinen ist das bevorzugte Schema für die Elektrodenmetallisierung 174 in laserdotierten Zellen anfangs eine dünne Schicht von Nickel, gefolgt von einer viel dickeren Schicht von Kupfer, gefolgt von einer sehr dünnen Schicht von Silber oder Zinn. Das Kupfer soll der hauptsächliche elektrische Leiter sein, erfordert aber Nickel als Grenzflächenschicht zum Silizium, das bei Sinterung bei etwa 400°C Nickelsilizid bildet, welches als Diffusionssperre wirkt, um die Diffusion von Kupfer in das Silizium in den Übergangsbereich zu verhindern, die normalerweise nur etwa 1 Mikrometer von der Oberfläche entfernt ist. Ein wichtiger und einzigartiger Aspekt dieses Zelldesign ist, dass in Schritt 7 oben das Nickel nicht mehr als Grenzflächenschicht zum Silizium benötigt wird, da das Kupfer an der Vorderfläche vom Übergang um einen großen Abstand, der ungefähr gleich der Breite des Wafers ist, verschoben ist.
Alternativ kann das Nickel immer noch aufgenommen, aber bis zum Ende, wenn die vollständige Metallisierungskonfiguration gebildet ist, nicht gesintert werden. Das ist akzeptabel, da es keine Befürchtungen bei dieser Zellherstellungssequenz bei Erwärmung des Wafers auf 400°C gibt, wenn das Kupfer bereits auf die Oberfläche plattiert worden ist.
Im Fall der Implementierung des Zellendesign von 10 mit Aluminiumrückseite, wenn das Laserdotieren der Vorderseite nach dem Feuern des Aluminiums erledigt ist, kann die Wärme vom Laser die Qualität des rückseitigen p⁺-Bereichs in enger Nachbarschaft potenziell beeinträchtigen, da die eutektische Temperatur für Aluminium und Silizium nur 577°C beträgt. Dieses Problem kann auf drei verschiedenen Wegen gelöst werden.
Wenn erstens die Laserpulse zum Schmelzen und Dotieren des Siliziums ausreichend kurz gehalten werden, mit der Pulsenergie unterhalb eines bestimmten kritischen Wertes, kann das Silizium an der Vorderseite des Wafers geschmolzen werden, während die Rückseite unterhalb von 577°C bleibt, der eutektischen Temperatur für Aluminium und Silizium, bei der der rückseitige Übergang zu schmelzen beginnt. Wenn ein solcher Schmelzvorgang auftreten sollte, wird der bestehende hoch qualitative p⁺-Bereich, der während des Epitaxiewachstumsprozesses gebildet wurde, welcher während der Stoßerhitzung des Aluminiums stattfand, auf Grund der Schnellkühlung beschädigt, der dem Laserpuls folgt. Wenn geeignet kurze Pulse verwendet werden, um diesen Schmelzvorgang des rückseitigen Übergangs zu vermeiden, sind viele Laserpulse an jeder Stelle erforderlich, um das Silizium lange genug zu schmelzen, um eine angemessene Vermischung der Dotierungsmittel zu ermöglichen, wie von Wenham und Hameiri in der vorläufigen Patentanmeldung Nr. 2009900924 „Verbesserter Laserbetrieb für lokalisiertes Dotieren” von Silizium gelehrt. Wenn diese Pulse mehr als etwa eine Mikrosekunde Abstand haben, gefriert das Silizium an der Vorderseite wieder zwischen den Pulsen, was dem rückseiten Übergang ermöglicht, ebenfalls ausreichend abzukühlen, so dass mehrere Pulse dieser Art keinen beträchtlichen Schaden am Übergang oder den p⁺-Bereichen verursachen. In derselben Patentanmeldung von Wenham und Hameiri wird gelehrt, dass viele Pulse an derselben Stelle beträchtlichen Schaden auf Grund von Defekten, die in benachbarten Bereichen des laserdotierten Bereichs gebildet sind, auf Grund der unterschiedlichen thermisch bedingten Ausdehnungen zwischen dem Silizium und der darüber liegenden Antireflexbeschichtung verursachen können. Solche Defekte verursachen eine Verschlechterung der Bauelementleistungsfähigkeit, in erster Linie wegen ihrer Auswirkung auf den Übergangsbereich oder ansonsten beim Umgehen des Übergangs durch Kurzschließen. Diese Probleme werden in der aktuell beschriebenen Struktur dadurch vermieden, dass der Übergang weit weg von den laserdotierten Bereichen platziert wird, so dass solche Defekte entweder keine Übergangsrekombination oder Übergangskurzschließen verursachen können.
Zweitens können Probleme mit dem Laser, der den rückseitigen Übergang/p⁺-Bereich beschädigt, dadurch überwunden werden, dass ein Festphasen-Epitaxiewachstumsprozess bei einer Temperatur von normalerweise 400–500°C nach dem Laserdotierungsprozess ausgeführt wird, um so die Schäden zu reparieren. Wenn die Laserulse an der Vorderfläche die Silizium/Aluminium/p⁺-Bereiche an der Rückseite schmelzen können, verhindert das Schnellfrieren am Ende jedes Pulses die Bildung einer epitaxial gewachsenen p⁺-Schicht guter Qualität und einen Übergang entsprechend guter Qualität. Das Schnellfrieren lässt jedoch Restsilizium in der Aluminiumschicht zurück. Bei Temperaturen im Bereich von 200 bis 577°C wächst dieses Restsilizium epitaxial auf der kristallinen Siliziumoberfläche, die mit Aluminium bei etwa 2 × 10¹⁸ Atomen/cm³ dotiert ist. Dies kann dazu verwendet werden, das Aluminium von exponierten n-leitenden Bereichen zu isolieren, wodurch Schäden durch Kurzschließen repariert werden, die durch die Wärme aus dem Laser während des Laserdotierungsprozesses an der Vorderseite des Wafers verursacht werden.
Drittens können die beschriebenen Probleme mit Schäden am rückseitigen Übergang durch den Laserdotierungsprozess an der Vorderseite des Wafers durch Umkehren der Reihenfolge und Ausführung des Laserdotierungsprozesses vor dem Auftragen des durch Siebdruck hergestellten Aluminiumkontaktes überwunden werden. Auf diese Weise kann Wärme von dem Laser den Übergang nicht beschädigen. Die Stoßerhitzung wiederum kann jedoch einige Komplikationen an den laserdotierten Bereichen bewirken, wie zum Beispiel Oxidation der Fläche, die daher eine zusätzliche Verarbeitung später bei der Vorbereitung auf die Plattierungsprozesse erfordert.
In dem Fall, wo die laserdotierten Bereiche auf der Rückseite verwendet werden, wie in 15 illustriert, wird zuerst Siliziumnitrid 152 (oder eine andere oberflächenpassivierende dielektrische Schicht) auf der Rückseite abgeschieden, um die Oberfläche des n-leitenden Warfers 131 zu passivieren. Eine dreiwertige Dotierungsmittelquelle wird entweder in die Siliziumnitridschicht 152 aufgenommen oder anderenfalls anschließend auf die Rückseite aufgetragen, gefolgt von Laserdotierung in ähnlicher Weise wie bei der Vorderseite mit der Phosphorquelle. Nach dem Laserdotieren der lokalisierten Flächen 156 auf der Rückseite kann die Aluminiumschicht 157, die vorzugsweise eine kleine Konzentration von Silizium enthält (oder das Silizium kann anschließend auf die Aluminiumschicht aufgetragen werden) auf der Rückseite vor dem Ausführen des Festphasen-Epitaxiewachstumsprozesses abgeschieden werden. Dieser Festphasen-Epitaxiewachstumsprozess ist besonders wichtig für Schäden und Defekte, die neben den lasergeschmolzenen Bereiche 156 an der Rückseite durch unterschiedliche thermisch bedingte Ausdehnung zwischen dem Siliziumnitrid 157 und dem Siliziumwafer 131 erzeugt werden. Jeder Schaden am Siliziumnitrid 157, wie zum Beispiel die Öffnungen 153 (z. B. Poren oder Pinholes) führen zu freigelegten Bereichen von Silizium, die normalerweise zum Kurzschließen des Übergangs führen, wenn das Aluminium abgeschieden wird. In diesem Fall jedoch ermöglicht die hohe Mobilität des Siliziums im Aluminium 157 dem Silizium, schnell epitaxial an freigelegten Siliziumbereichen zu wachsen, die sich aus solchen Defekten oder Schäden aus dem Laserdotierungsprozess auf der Rückseite ergeben haben können. Dieses epitaxial gewachsene Feststoffmaterial 154 wird vom Aluminium dotiert p-leitend und repariert daher Schäden oder Kurzschlüsse des Übergangs. Analog bilden Poren im Siliziumnitrid 152, die den direkten Kontakt des Aluminiums mit der n-leitenden Fläche ermöglichen und daher ein Kurzschließen verursachen, auch den Ausgangspunkt für das Festphasen-Epitaxiewachstum von p-leitendem Material an solchen Porenstellen, und daher bilden sie einen lokalisierten Übergang, der die Bildung von unerwünschten Schottky-Kontakten verhindert. Ein Beispiel für mögliche Implentierungsschritte, die zum Zelldesign von 15 führen, ist folgendes:

1. Flächen des n-leitenden Wafers strukturieren
2. Siliziumnitridabscheidung auf Vorder- und Rückflächen
3. Auftragen der n-leitenden Dotierungsmittelquelle auf die Vorderfläche
4. Auftragen der p-leitenden Dotierungsmittelquelle auf die Rückfläche
5. Laserdotieren der Vorder- und Rückfläche
6. Abscheidung von Al, das ein paar Prozent Silizium enthält, wie zum Beispiel durch Sputtern, Plasmasprühen, E-Strahl, thermische Verdampfung oder Siebdruck auf die Waferrückseite.
7. Zehnminütige Wärmebehandlung bei 500°C, um das Festphasen-Epitaxiewachstum zu erleichtern (und gleichzeitig das Al auf dem Si zu sintern).
8. Plattieren des vorderen Metallkontaktes

In dieser beschriebenen Implementierung des Zelldesign von 15 ist es möglich, die Verwendung des Aluminiums und den anschließenden Festphasen-Epitaxiewachstumsprozess zu vermeiden, vorausgesetzt, die Laserdotierung auf der Rückseite kann so ausgeführt werden, dass sie Probleme aus der Erzeugung von Defekten oder anderen Schäden neben den lasergeschmolzenen Bereichen vermeidet. In diesem Fall könnten plattierte Kontakte 141 zum Kontaktieren der p-leitenden laserdotierten Bereiche verwendet werden, wie in 11 gezeigt. Ein Beispiel für mögliche Implentierungsschritte, die zum Zelldesign von 11 führen, ist folgendes:

1. Flächen des n-leitenden Wafers strukturieren
2. Siliziumnitridabscheidung auf Vorder- und Rückflächen
3. Auftragen der n-leitenden Dotierungsmittelquelle auf die Vorderfläche
4. Auftragen der p-leitenden Dotierungsmittelquelle auf die Rückfläche
5. Laserdotieren der Vorder- und Rückfläche
6. Plattieren der vorderen und hinteren Metallkontakte (einschließlich Sintern des Nickels vor dem Abscheiden des Kupfers und Silbers oder Zinns)

Ein weiterer wichtiger Aspekt dieser Herstellungssequenz ist die Abscheidung der Siliziumnitridschicht in einer Weise, die ihr ermöglicht, als Plattierungsmaske für die Bildung der Metallelektroden zu wirken, wie zum Beispiel durch Fotoplattierung. Diffundierte Flächen stören im allgemeinen den PECVD-Abscheidungsprozess für Siliziumnitrid, was zur Bildung von Poren führt, die anschließend die Plattierungsprozesse stören, was zur unerwünschten Plattierung in der Umgebung von Poren führt. Wird die Verwendung von diffundierten Flächen in dieser Herstellungssequenz vermieden, so wird daher auch das Problem der Poren in der Siliziumnitridschicht vermieden.
Ein anderer wichtiger Aspekt dieses vorgeschlagenen Verfahrens ist die Qualität der Oberflächenpassivierung, die mit der undiffundierten Oberfläche erreichbar ist. Die besten Ergebnisse wurden mit einer mehrschichtigen Antireflexbeschichtung erreicht, wobei die erste Schicht sehr dünn ist und speziell wegen ihrer Oberflächenpassivierungsqualitäten abgeschieden wird. Ein Beispiel ist eine siliziumreiche Siliziumnitridschicht mit einem Brechungsindex von mehr als 2,0, die normalerweise im Dickenbereich von nur 10–200 Ångström liegt, um eine zu starke Lichtabsorption zu vermeiden. In diesem Fall muss die zweite Schicht, die auf der ersten Schicht abgeschieden wird, viel dicker als die erste Schicht sein und eine Dicke und einen Brechungsindex haben, die die Reflexion von der Oberfläche minimieren.
Eine Änderung des obigen wäre entweder das leichte Diffundieren der Oberflächen mit Phosphor, um die Oberflächenrekombination zu reduzieren, oder anderenfalls das bewusste Aufnehmen von positiven Ladungen 143 in die dielektrische Schicht, um so die negativen Ladungen 144 elektrostatisch an der Oberfläche des Halbleiters zu erhöhen, wie in 16 gezeigt, um ebenfalls die Oberflächenrekombination zu reduzieren. Eine n-leitende Flächenschicht, die einen Schichtwiderstand von 500 Ohm per Square oder mehr hat, wäre für diese Zwecke angemessen, würde aber nur benötigt werden, wenn die direkte Oberflächenpassivierung des Siliziums durch die dielektrische Schicht unangemessen ist.
Obwohl Ausführungsformen, die hierin beschrieben werden, aus der Perspektive der Verwendung von n-leitenden Wafern dargestellt wurden, können exakte Äquivalente für die Verwendung von p-leitenden Wafern implementiert werden. Auch wenn Dotierungsmittelquellen entgegengesetzter Polarität auf die vorderen und hinteren Flächen vor der Laserdotierung aufgebracht werden, je nach den verwendeten Quellen, sollte immer nur eine Polarität einer solchen Quelle vor dem Auftragen der Quelle der entgegengesetzten Polarität auf die gegenüberliegende Fläche eingesetzt zu werden, um die zwei Polaritäten daran zu hindern, sich gegenseitig zu stören.
Fachleute auf diesem Gebiet werden daher erkennen, dass zahlreiche Abänderungen und/oder Modifizierungen an der Erfindung vorgenommen werden können, wie in den speziellen Ausführungsformen gezeigt, ohne vom Geltungsbereich der Erfindung abzuweichen, wie ausführlich beschrieben wurde. Die vorhandenen Ausführungsformen müssen daher in allen Beziehungen als erläuternd und nicht als einschränkend angesehen werden.

Claims

Verfahren zum Herstellen eines fotovoltaischen Bauelements, umfassend; a) Passivieren einer ersten Lichtempfangsoberfläche einer Halbleitermaterialschicht einer ersten Dotierungsart; b) Bilden von Bereichen von entgegengesetzt dotiertem Halbleitermaterial, um einen p-n-Übergang an mindestens einem Teil einer zweiten Oberfläche zu erzeugen, die sich entgegengesetzt zur ersten Lichtempfangsoberfläche der Halbleitermaterialschicht befindet; c) Bilden von ersten Kontakten an der ersten Lichtempfangsoberfläche der Halbleitermaterialschicht der ersten Dotierungsart; und d) Bilden von zweiten Kontakten zu dem entgegengesetzt dotierten Material an der zweiten Oberfläche der Halbleitermaterialschicht.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Halbleitermaterialschicht ein n-leitendes Siliziummaterial umfasst.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Halbleitermaterialschicht ein p-leitendes Siliziummaterial umfasst.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Halbleitermaterialschicht einen kristallinen Siliziumwafer umfasst.
Verfahren nach Anspruch 1, 2, 3 oder 4, wobei die Bildung von Metallkontakten zu der ersten Lichtempfangsoberfläche der ersten Dotierungsart Laserdotieren durch eine Passivierungs- und/oder Antireflexschicht umfasst, um einen Dotierungsgrad der Halbleiterflächen, die vom ersten Metallkontakt zu der ersten Lichtempfangsoberfläche kontaktiert werden sollen, zu erhöhen.
Verfahren nach Anspruch 5, wobei der Laserdotierungsschritt das oberflächliche Schmelzen der Halbleiterflächen verursacht, die vom ersten Metallkontakt zu der ersten Lichtempfangsoberfläche kontaktiert werden sollen.
Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, wobei die Laserdotierung das Aufbringen einer Feststoffdotierungsquelle auf die erste Lichtempfangsoberfläche oder das Zuführen einer Flüssigkeitsdotierungsquelle auf die erste Lichtempfangsoberfläche oder das Platzieren der ersten Lichtempfangsoberfläche der Vorrichtung in einer gasförmigen Dotierungsmittelquellenatmosphäre und die Laserdotierung durch Oberflächenpassivierungs- und/oder Antireflexschichten umfasst.
Verfahren nach Anspruch 7, wobei nach Laserdotierung selbst-ausgerichtete Metallkontakte durch stromlose Plattierungs-, Elektroplattierungs- oder Fotoplattierungsverfahren aufgebracht werden.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, wobei Halbleitermaterial neben der ersten Lichtempfangsoberfläche ganzflächig leicht mit zusätzlichen Dotierungsmitteln der ersten Dotierungsmittelpolarität dotiert wird.
Verfahren nach Anspruch 9, wobei das Dotieren der Lichtempfangsoberfläche unter Verwendung eines thermischen Diffusionsprozesses ausgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, wobei nach der ganzflächigen Dotierung des Halbleitermaterials neben der ersten Lichtempfangsoberfläche die Schichtwiderstände im Halbleitermaterial neben der ersten Lichtempfangsoberfläche im Bereich von 100–5000 Ohm per Square liegen, außer dort, wo eine verstärkte Dotierung in Flächen vorgenommen wurde, die kontaktiert werden sollen.
Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, wobei nach der ganzflächigen Dotierung des Halbleitermaterials neben der ersten Lichtempfangsoberfläche die Schichtwiderstände im Halbleitermaterial neben der ersten Lichtempfangsoberfläche im Bereich von 400–1000 Ohm per Square liegen, außer dort wo eine verstärkte Dotierung in Flächen vorgenommen wurde, die kontaktiert werden sollen.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, wobei entgegengesetzt dotierte Bereiche durch Laserdotierung durch Oberflächenpassivierungs- und/oder Antireflexschichten gebildet werden.
Verfahren nach Anspruch 13, wobei die entgegengesetzt dotierten Bereiche durch Aufbringen einer Feststoffdotierungsquelle auf die zweite Oberfläche gegenüber der ersten Lichtempfangsoberfläche oder durch Zufuhr einer Flüssigkeitsdotierungsquelle zur zweiten Oberfläche gegenüber der ersten Lichtempfangsoberfläche oder durch Platzieren der zweiten Oberfläche gegenüber der ersten Lichtempfangsoberfläche der Vorrichtung in einer gasförmigen Dotierungsmittelatmosphäre, und Laserdotieren der Vorrichtung gebildet werden.
Verfahren nach Anspruch 14, wobei nach der Laserdotierung der entgegengesetzt dotierten Bereiche selbst-ausgerichtete Metallkontakte durch stromlose Plattierungs-, Elektroplattierungs- oder einem Fotoplattierungsverfahren aufgebracht werden.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 12, wobei p-leitende Bereiche durch epitaxiales Wachstum von p⁺-Material aus einer flüssigen Silizium-Aluminium-Legierung gebildet werden.
Verfahren nach Anspruch 16, wobei ein Rest der flüssigen Silizium-Aluminium-Legierung eine Aluminiummetallisierung für den p-leitenden Bereich bildet.
Verfahren nach Anspruch 17, wobei das n-leitende Material, das der Metallisierung des p-leitenden Bereichs durch Inhomogenitäten im p-leitenden Bereich ausgesetzt ist, von der Aluminiummetallisierung des p-leitenden Bereichs durch die Verwendung der Festphasenepitaxie isoliert ist, um einen weiteren p⁺-Bereich zumindest zwischen dem n-leitenden Material und der Aluminiummetallisierung des p-leitenden Bereichs in den Inhomogenitäten zu bilden.
Verfahren nach Anspruch 17, wobei dielektrische Schichten zwischen dem Halbleiterkörper und der Aluminiummetallisierung verwendet werden, Brücken durch die dielektrische Schicht vorhanden sind, die durch das Aluminium verursacht sind, das das Silizium durch Defekte in der dielektrischen Schicht kontaktiert, und eine Festphasenepitaxie verwendet wird, um p⁺-Bereiche zu erzeugen, um die Brücken durch die dielektrische Schicht zu isolieren.
Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8 oder 13 bis 15, wobei der Laser bei einer Pulsenergie und Pulsfrequenz betrieben wird, die den Übergangsbereich daran hindert, die eutektische Temperatur von Aluminium/Silizium (577°C) zu erreichen.
Verfahren nach einem der Ansprüche 16 bis 19, wobei die Laserdotierung der Lichtempfangsoberfläche vor dem Schritt der Bildung der Flüssigkeitsphasenepitaxie ausgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 21, wobei Kontakte zu der Lichtempfangsoberfläche plattierte Metalle umfassen, die aus einem oder mehreren unter Nickel, Kupfer, Zinn oder Silber ausgewählt sind.
Verfahren nach Anspruch 22, wobei die Kontakte eine 10–1.000 nm dicke Schicht von Nickel umfassen, die das laserdotierte Silizium kontaktieren, gefolgt von einer darüber liegenden dickeren Schicht aus Kupfer mit einer Dicke von 1 bis 30 Mikrometern.
Verfahren nach Anspruch 22, wobei die Kontakte zu der Lichtempfangsoberfläche eine Kupferschicht von 1 bis 30 Mikrometer Dicke umfassen.
Verfahren nach Anspruch 24, wobei die Kupferschicht mit einer Schicht von Zinn oder Silber abgedeckt ist, um die Kupferoberfläche zu schützen.
Fotovoltaisches Bauelement, die einen Halbleiterkörper einer ersten Dotierungsart umfasst, die folgendes hat: eine passivierte erste Lichtempfangsoberfläche; Bereiche von entgegengesetzt dotiertem Material, das einen p-n-Übergang auf mindestens einem Teil einer zweiten Oberfläche bildet, die der ersten Lichtempfangsoberfläche gegenüberliegt; eine erste Metallisierung, die in Kontakt mit der ersten Lichtempfangsoberfläche der Halbleitermaterialschicht steht; und eine zweite Metallisierung, die in Kontakt mit den entgegengesetzt dotierten Bereichen der zweiten Oberfläche der Halbleitermaterialschicht steht.
Fotovoltaisches Bauelement nach Anspruch 26, wobei die Halbleitermaterialschicht ein n-leitendes Siliziummaterial umfasst.
Fotovoltaisches Bauelement nach Anspruch 26, wobei die Halbleitermaterialschicht ein p-leitendes Siliziummaterial umfasst.
Fotovoltaisches Bauelement nach Anspruch 27 oder 28, wobei die Halbleitermaterialschicht einen kristallinen Siliziumwafer umfasst.
Fotovoltaisches Bauelement nach einem der Ansprüche 26 bis 29, wobei das Halbleitermaterial neben der ersten Lichtempfangsoberfläche ganzflächig leicht mit zusätzlichen Dotierungsmitteln der ersten Dotierungsmittelpolarität dotiert ist.
Fotovoltaisches Bauelement nach Anspruch 30, wobei die Schichtwiderstände im Halbleitermaterial neben der ersten Lichtempfangsoberfläche im Bereich von 100–5000 Ohm per Square liegen.
Fotovoltaisches Bauelement nach Anspruch 30, wobei die Schichtwiderstände im Halbleitermaterial neben der ersten Lichtempfangsoberfläche im Bereich von 400–1000 Ohm per Square liegen.
Fotovoltaisches Bauelement nach einem der Ansprüche 26 bis 32, wobei entgegengesetzt dotierte Bereiche unter Öffnungen in Oberflächenpassivierungs- und/oder Antireflexionsschichten bereitgestellt sind.
Fotovoltaisches Bauelement nach Anspruch 33, wobei die entgegengesetzt dotierten Bereiche p-leitende kristalline Siliziumbereiche sind, die mit Aluminium dotiert sind.
Fotovoltaisches Bauelement nach Anspruch 33 oder 34, wobei eine Silizium-Aluminium-Legierung eine Aluminiummetallisierung für den p-leitenden Bereich bildet.
Fotovoltaisches Bauelement nach Anspruch 35, wobei dielektrische Schichten zwischen dem Halbleiterkörper und der Aluminiummetallisierung verwendet werden, Brücken durch die dielektrische Schicht vorhanden sind, die durch das Aluminium verursacht sind, das das Silizium durch Defekte in der dielektrischen Schicht kontaktiert, und p⁺-Bereiche bereitgestellt sind, um die Brücken durch die dielektrische Schicht zu isolieren.
Fotovoltaisches Bauelement nach einem der Ansprüche 26 bis 36, wobei Kontakte zu der Lichtempfangsoberfläche plattierte Metalle umfassen, die aus einem oder mehreren unter Nickel, Kupfer, Zinn oder Silber ausgewählt sind.
Fotovoltaisches Bauelement nach Anspruch 37, wobei die Kontakte zu der Lichtempfangsoberfläche zumindest eine 10–1.000 nm dicke Schicht von Nickel umfasst, die das laserdotierte Silizium kontaktiert, und eine darüber liegende dickere Schicht von Kupfer mit einer Dicke von 1 bis 30 Mikrometern.
Fotovoltaisches Bauelement nach einem der Ansprüche 26 bis 36, wobei Kontakte zu der Lichtempfangsoberfläche eine Kupferschicht von 1 bis 30 Mikrometer Dicke umfassen.
Fotovoltaisches Bauelement nach Anspruch 39, wobei die Kupferschicht mit einer Schicht abgedeckt ist, die aus einer oder mehreren unter Zinn oder Silber ausgewählt ist, um die Kupferoberfläche zu schützen.
Verfahren zum Bilden eines p-leitenden Bereichs an einer Oberfläche von Siliziumhalbleitermaterial, wobei das Verfahren folgendes umfasst: a) Bilden einer Schicht von Aluminium an der Oberfläche des Siliziummaterials, b) Stoßerhitzen des Aluminiums bei einer Temperatur oberhalb einer eutektischen Aluminium-Silizium-Temperatur, um einen p-leitenden Aluminium-Halbleiter-Legierungsbereich zu bilden; c) Ausführen eines Niedertemperatur-Festphasen-Epitaxiewachstumsprozesses bei einer Temperatur unterhalb der eutektischen Aluminium-Silizium-Temperatur, wobei Restsilizium im Aluminium- und/oder legierten Bereich einen p-leitenden Bereich an der Aluminium-Silizium-Grenzfläche durch epitaxiales Feststoffphasenwachstum bildet.
Verfahren nach Anspruch 41, wobei der Stoßerhitzungsschritt bei Temperaturen im Bereich von 650–950°C ausgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 42, wobei der Stoßerhitzungsschritt bei einer Temperatur im Bereich von 850 +/– 20°C ausgeführt ist.
Verfahren nach Anspruch 41, 42 oder 43, wobei der Stoßerhitzungsschritt in einem Infrarot-(IR)-Gürteldurchlaufofen ausgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 44, wobei das Siliziumhalbleitermaterial sich im Ofen über eine Dauer von 5–100 Sekunden befindet.
Verfahren nach Anspruch 45, wobei das Siliziumhalbleitermaterial sich im Ofen bei einer Peaktemperatur über eine Dauer von 2–4 Sekunden befindet.
Verfahren nach Anspruch 41, 42, 43, 44, 45 oder 46, wobei der Niedertemperatur-Festphasen-Epitaxiewachstumsprozess bei Temperaturen im Bereich von 200–577°C ausgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 47, wobei der Niedertemperatur-Festphasen-Epitaxiewachstumsprozess bei Temperaturen im Bereich von 450–510°C ausgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 41, 42, 43, 44, 45, 46, 47 oder 48, wobei der Niedertemperatur-Festphasen-Epitaxiewachstumsprozess für 2 bis 30 Minuten ausgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 48 oder 49, wobei der Niedertemperatur-Festphasen-Epitaxiewachstumsprozess bei einer Temperatur im Bereich von 500°C +/– 10°C ausgeführt ist.
Verfahren nach Anspruch 50, wobei der Niedertemperatur-Festphasen-Epitaxiewachstumsprozess für 10 +/– 2 Minuten ausgeführt ist.
Verfahren nach Anspruch 47, 48, 49, 50 oder 51, wobei der Niedertemperatur-Festphasen-Epitaxiewachstumsprozess durch Bewegen des Halbleitermaterials von einer heißesten Feuerzone, in der die Stoßerhitzung ausgeführt ist, in eine zusätzliche Erwärmungszone ausgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 41 bis 52, wobei die Aluminiumschicht durch Siebdruck von Aluminiumpaste auf eine Fläche des Siliziummaterials gebildet wird, wo der p-leitende Aluminium-Halbleiter-Legierungs-Bereich gebildet werden soll.
Verfahren nach Anspruch 53, wobei die Aluminiumschicht auf eine Dicke von mindestens 5 Mikrometern gebildet ist.
Verfahren nach Anspruch 53, wobei die Aluminiumschicht auf eine Dicke von mehr als 20 Mikrometern gebildet ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 55, wobei das Siliziummaterial ein n-leitender CZ-Wafer ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 56, wobei das Siliziummaterial eine Solarzelle bildet, die eine Lichtempfangsoberfläche und eine gegenüber liegende Nichtlichtempfangsoberfläche hat, und die p^–-Schicht als rückseitige Schicht gebildet ist, die einen p-n-Übergang neben der NichtLichtempfangsoberfläche der Vorrichtung bereitstellt.
Verfahren nach Anspruch 57, wobei die Lichtempfangsoberfläche mit einer Antireflexionsschicht beschichtet ist und in einem offenen Gitter oder Muster unter Verwendung einer Phosphordotierungsquelle an Orten laserdotiert ist, an denen eine vordere Metallisierung über der Lichtempfangsoberfläche gebildet werden soll.