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HINTERGRUND
DER ERFINDUNG Gebiet der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung bezieht sich auf kristalline Silizium-Solarzellen (einschließlich Raumfahrt-Solarzellen,
die vorzugsweise als Leistungsversorgung für einen künstlichen Satelliten verwendet
werden können)
und Verbesserungen in Bezug auf ein Herstellungsverfahren derselben.
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Beschreibung der verwandten
Technik
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Als
Material für
Solarzellen, sei es zur Verwendung bei der Raumfahrt oder auf der
Erde, übertrifft
kristallines (monokristallines und polykristallines) Silizium, das
relativ kostengünstig
und sehr zuverlässig
ist, bei weitem andere Materialien, wie beispielsweise GaAs, in
den zurückliegenden
Anwendungsaufzeichnungen.
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In 7 zeigt
(A) eine Querschnittsansicht, die schematisch ein Beispiel einer
herkömmlichen
monokristallinen Silizium-Solarzelle zeigt, während (B) dazu entsprechende
Energiebänder
zeigt, wobei Ev und Ec die Obergrenze des Valenzbandes bzw. die
Untergrenze des Leitungsbandes darstellen. In der Zelle ist bei
(A) in 7 eine Diffusionsschicht vom n+-Typ 2 auf
der Vorderseite eines monokristallinen Siliziumsubstrats 1 vom
p–-Typ,
die Licht L empfängt,
gebildet und eine Diffusionsschicht vom p+-Typ 3 ist
auf der Rückseite
gebildet. Die Solarzelle bei (A) in 7 kann mit
dem folgenden Verfahren hergestellt werden. Beispielsweise wird ein
monokristallines Si-Substrat 1 vom p–-Typ
mit einer Dicke im Bereich von 30 μm bis 500 μm und einer Borkonzentration
von ungefähr
1 × 1015 cm–3 hergestellt. Eine
Diffusionsschicht vom p+-Typ 3,
die Bor in einer Konzentration so hoch wie ungefähr 1 × 1017 cm–3 oder
höher enthält, wird
auf der Rückseite
des Substrats 1 gebildet. Bei der Bildung der Diffusionsschicht
vom p+-Typ 3 wird die Vorderfläche des
Substrats 1 mit einem Maskenmaterial, wie beispielsweise
einem Siliziumoxid-Film, bedeckt, und das Substrat 1 wird
in einer Mischatmosphäre
von BBr3-Gas und Sauerstoff auf eine Temperatur
im Bereich von 500°C
bis 1200°C
erwärmt.
Oxid, das Bor in einer hohen Konzentration enthält, wird über dem gesamten Substrat 1 gebildet,
wobei das Bor mit hoher Konzentration in eine feste Phase nur durch
die nicht maskierte Rückseite
des Substrats 1 diffundiert wird. Nach Entfernung des Oxids
und des Maskenmaterials auf dem Substrat 1 wird eine Diffusionsschicht
vom n+-Typ, die Phosphor mit einer Konzentration
von ungefähr
1 × 1018 cm–3 oder höher enthält, auf
der Vorderseite des Substrats 1 gebildet. Bei der Bildung
der Diffusionsschicht vom n+-Typ 2 wird
die Rückfläche des
Substrats 1 mit einem Maskenmaterial bedeckt, und das Substrat 1 wird
in einer Mischatmosphäre
von einem POCl3-Gas und Sauerstoff auf eine
Temperatur im Bereich von 500°C
bis 1200°C
erwärmt.
Oxid, das Phosphor in einer hohen Konzentration enthält, wird
hieraus resultierend über
dem gesamten Substrat 1 gebildet, und der Phosphor wird
in eine feste Phase in das Substrat nur durch die nicht maskierte
Vorderfläche
des Substrats 1 diffundiert. Schließlich wird nach Entfernung
des Oxids und des Maskenmaterials ein Vorderelektrode (nicht gezeigt)
aus einem Material wie beispielsweise Ag, Pd und Tl in einer Kammform
auf der Vorderfläche
des Substrats 1 gebildet, und eine Rückelektrode (nicht gezeigt)
eines Materials, wie beispielsweise Ag, Pd, Ti und Al, wird auf
der Rückfläche gebildet,
so dass eine monokristalline Silizium-Solarzelle vom pn-Übergangstyp
fertig gestellt wird.
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Wie
oben beschrieben ist, wird bei einer derartigen allgemeinen kristallinen
Solarzelle eine Diffusionsschicht vom n+-Typ 2 auf
der Vorderfläche
des Substrats vom p–-Typ 1 gebildet,
um einen pn-Übergang
zu erzeugen, wobei eine Variation des Niveaus der Fremdstoffkonzentration
zwischen dem Substrat 1 und der p+-Diffusionsschicht 3 auf
der Rückseite
und somit ein Potenzialgradient von der Vorderfläche des Substrats 1 zur
Rückfläche gebildet
wird, wie es bei (B) in 7 dargestellt ist. Es sei bemerkt,
dass der Leitfähigkeitstyp von
pn in einer derartigen Zelle umgekehrt werden kann.
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Inzwischen
können
amorphe Solarzellen, dünne
Halbleiterfilme mit gewünschten
Zusammensetzungen und Dicken mit der Entwicklung von CVD-Techniken,
um eine Zelle zu bilden, aufgebracht werden. Im Allgemei nen wird
ein dünner
Film aus amorphem Silizium vom n-Typ mit Phosphor, ein dünner Film
aus amorphen Silizium vom i-Typ, der frei von irgendwelchen Fremdstoffen
ist, und ein dünner
Film aus amorphem Silizium vom p-Typ mit Bor in dieser Reihenfolge
auf einem Substrat aus einem Material wie beispielsweise Glas aufgebracht,
um eine Zelle mit einem Potenzialgradienten von der lichtempfangenden
Vorderfläche
zur Rückfläche zu bilden.
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Es
gibt weitere bekannte Solarzellen, unter denen eine eine Struktur
mit einem Potenzialgradienten aufweist, der durch einen Fremdstoff
erzeugt wird, und eine andere eine Schichtstruktur aufweist, die
durch Aufbringen von zwei oder mehr Arten von Halbleitermaterialien
mit unterschiedlichen Bandabständen
gebildet wird, womit eine wirksame fotoelektrische Umwandlung ermöglicht wird,
die auf unterschiedliche optische Wellenlängen angepasst ist. Die als
Hetero-Übergangstyp
bezeichnete Struktur nutzt die Tatsache aus, dass Licht, dessen
Energie kleiner als der Bandabstand eines ein Solarzellen-Substrat
bildenden Halbleitermaterials ist (das der langen Wellenlänge entspricht),
nicht in elektrische Energie umgewandelt werden kann, als auch das Phänomen, dass
höhere
Spannungen durch elektrische Umwandlung bei größeren Bandabständen erzielbar sind.
Genauer gesagt ist die Solarzelle mit Hetero-Übergang dazu bestimmt, eine
wirksame fotoelektrische Umwandlung durch Bereitstellen einer Mehrzahl
von Halbleiterschichten mit unterschiedlichen Bandabständen, die
optischen Energien (abhängig
von den Wellenlängen)
entsprechen, zu erreichen. Herkömmliche
Zellen vom Hetero-Übergangstyp
treffen jedoch auf Probleme, die sich auf eine Fehlübereinstimmung
von Gitterkonstanten und eine Fehlübereinstimmung von Wärmeausdehnungskoeffizienten
zwischen den Schichten beziehen, und daher sind wenige Anwendungen
des Hetero-übergangs
auf monokristalline Solarzellen bekannt.
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Eine
Technik, die einer derartigen Hetero-Übergangstechnik ähnlich ist,
wird beispielsweise in dem offengelegten japanischen Patent Nr.
64-71182 offenbart. Bei einer darin offenbarten Dünnfilm-Solarzelle
aus amorphen Silizium wird eine Germanium (Si-Ge-Legierung) enthaltende
Schicht in der i-Schicht der durch CVD aufzubringenden p-i-n-Schichten ähnlich den
anderen Schichten aufgebracht, und ein Teil, dessen Bandabstand
schmaler als derjenige anderer Teile ist, wird in der i-Schicht
gebildet, um den fotoelektrischen Umwandlungs-Wirkungsgrad zu verbessern.
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Solarzellen
werden verwendet, um Sonnenlicht mit niedrigen Energiedichten in
elektrische Leistung umzuwandeln, und daher war es immer unvermeidbarer
Weise notwendig sein, den Wirkungsgrad der fotoelektrischen Umwandlung
zu verbessern. Hinsichtlich der wirksamen Verwendung der einfallenden
Energie wird fast der gesamte Teil des Lichts mit relativ kurzen
Wellenlängen
im Sonnenlicht in elektrische Energie in der Umgebung der lichtempfangenden
Vorderfläche
einer Solarzelle umgewandelt, wobei jedoch von einem Teil des Lichts
mit langen Wellenlängen
kein Gebrauch gemacht wird und dieser verloren geht.
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Eine
Vorgehensweise, um das Problem zu lösen und Licht auf der Seite
der langen Wellenlängen
zu verwenden, kann darin bestehen, den Bandabstand eines Substrats
innerhalb einer Solarzelle zu ändern
und eine derartige Struktur zu bilden, die für eine fotoelektrische Umwandlung
sogar mit Licht niedriger Energie auf der Seite der langen Wellenlänge geeignet
ist.
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Es
ist jedoch im Allgemeinen schwierig, den Bandabstand innerhalb eines
monokristallinen Si-Substrats zu ändern. Dies liegt daran, dass
der Bandabstand innerhalb eines Monokristalls mit einer homogenen physikalischen
Eigenschaft naturgemäß überall homogen
sein sollte. Hinsichtlich der Kombination mit anderen Halbleitermaterialien
ist es nicht einfach, eine gute Übereinstimmung
hinsichtlich Gitterkonstanten und Wärmeäusdehnungs-Koeffizienten zwischen
aufgebrachten Schichten zu erhalten, wie es oben beschrieben ist.
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Inzwischen
existieren in einem aus amorphem Silizium oder polykristallinem
Silizium gebildeten Film, der ermöglicht, dass sich die Konstanten
physikalischer Eigenschaften dickenbezogen relativ frei ändern, verschiedene
Faktoren für
Rekombinationsstellen für
Minoritätsträger, wie
beispielsweise lokale Energieniveaus und Korngrenzen innerhalb des
Energiebandabstands, und die Diffusionslänge von Trägern, die den Umwandlungs-Wirkungsgrad
einer Solarzelle beträchtlich
beeinflusst, ist kürzer
als im Fall eines Monokristalls. Es würde daher für eine Solarzelle, die amorphes
Silizium oder polykristallines Silizium verwendet, schwierig sein, einen
hohen Wirkungsgrad ohne besondere Auslegung zu erreichen.
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Das
oben beschriebene offengelegte japanische Patent Nr. 64-71182 schlägt eine
Vorgehensweise vor, um den Umwandlungs-Wirkungsgrad einer amorphen
Solarzelle zu verbessern. Da jedoch die Fähigkeit von amorphem Silizium
als Material selbst nicht hoch genug ist, kann daher ein einfaches
Hinzufügen
einer Ge-enthaltenden Schicht zu einer derartigen einfachen p-i-n-Schichtstruktur
keinen höheren
Wirkungsgrad als denjenigen liefern, der von einer monokristallinen
Zelle erreicht wird. Genauer gesagt wird, wenn beispielsweise eine
Ge-Schicht mit einem kleinen Bandabstand in eine i-Schicht eingefügt wird,
Licht kurzer Wellenlängen, das
nicht durch eine dünne
p-Schicht auf der Seite der lichtempfangenden Vorderfläche absorbiert
wird, einer fotoelektrischen Umwandlung in der Ge-Schicht der 1-Schicht
unterworfen, was eine wirksame Verwendung von Licht hoher Energie
behindert. Mit anderen Worten würde,
wenn die Ge-Schicht in der i-Schicht viel des einfallenden Lichts
erfasst, der resultierende Wirkungsgrad nicht viel höher als
derjenige sein, der von einer Solarzelle erreicht wird, wobei alle
Schichten derselben aus Ge gebildet sind. Der resultierende Wirkungsgrad würde niedrig
sein, da der Bandabstand von Ge kleiner als der von Si ist.
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Das
Dokument JP-A-5082812 beschreibt eine Solarzelle mit einem p-Si-Substrat,
eine auf einer ersten Oberflächenseite
des Si-Substrats ausgebildete n-Typ-Diffusionsschicht und eine auf
einer zweiten Oberflächenseite
des Si-Substrats ausgebildete Si-Ge-Schicht.
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ÜBERSICHT ÜBER DIE
ERFINDUNG
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Um
die oben beschriebenen Probleme zu lösen, die bekannten Techniken
zugeordnet sind, besteht eine Aufgabe der Erfindung darin, eine
sehr effiziente Solarzelle bereitzustellen, die eine hohe Ausgangsspannung
und fotoelektrische Umwandlung von Licht auf der Seite der langen
Wellenlängen
ermöglicht,
um einen großen
Strom auszugeben.
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Eine
erfindungsgemäße Solarzelle
umfasst ein monokristallines Si-Substrat eines ersten Leitfähigkeitstyps;
eine Diffusionsschicht eines zweiten Leitfähigkeitstyps, die auf einer
ersten Hauptoberflächenseite
des Substrats ausgebildet ist; eine Si1-xGex (0 < x ≤ 1) Schicht,
die auf einer zweiten Hauptoberfläche des Substrats ausgebildet
ist; und eine Halbleiterzwischenschicht, die mindestens teilweise
in einer Region entlang der Grenze zwischen dem Si-Substrat und
der Si1-xGex-Schicht
gebildet ist, wobei die Halbleiterzwischenschicht einen Brechungsindex,
der kleiner als derjenige von Silizium ist, und einen Energie-Bandabstand,
der breiter als der Energie-Bandabstand der Si1-xGex ist, aufweist.
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Bei
einer solchen Solarzelle weist die Halbleiterzwischenschicht einen
Brechungsindex auf, der kleiner als derjenige von Si ist, und daher
dazu dient, Licht, das nicht von dem Si-Substrat absorbiert wird,
zurück
in das Si-Substrat zu reflektieren, und daher wird Licht, das nicht
während
eines einzigen Durchgangs absorbiert wurde, erneut in das Si-Substrat
geführt,
um darin absorbiert zu werden. Licht, das nicht von der Halbleiterzwischenschicht
reflektiert und in die Si1-xGex-Legierungsschicht übertragen
wird, wird von der Halbleiterzwischenschicht, die einen breiteren
Bandabstand als der Bandabstand von SiGe aufweist, nicht absorbiert
und kann somit in der Si1-xGex-Legierungsschicht
absorbiert werden. Die Solarzelle ermöglicht somit einen ausreichenden
fotoelektrischen Umwandlungs-Wirkungsgrad sogar mit einem derart
dünnen
Si-Substrat und ist als Licht-Solarzelle für Weltraumanwendungen besonders
geeignet.
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Die
vorstehenden und weiteren Aufgaben, Merkmale, Aspekte und Vorteile
der Erfindung werden aus der folgenden ausführlichen Beschreibung der Erfindung
offensichtlicher, wenn sie in Verbindung mit den beigefügten Zeichnungen
berücksichtigt
werden.
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KURZBESCHREIBUNG
DER ZEICHNUNGEN
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1 umfasst
eine Querschnittsansicht, die schematisch ein Hintergrundbeispiel
einer dem Verständnis
der Erfindung dienenden Solarzelle und ein der Zelle entsprechendes
schematisches Energiebandprofil zeigt;
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2A, 2B und 2C sind
Querschnittsansichten, die schematisch Ausführungsformen der Solarzelle
der Erfindung zeigen;
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3 ist
eine graphische Darstellung, die eine Spektralverteilung von Sonnenlicht
im Weltraum zeigt;
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4 ist
ein schematisches Energiebandprofil, das der in 2A gezeigten
Solarzelle entspricht;
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5A bis 5F sind
schematische Querschnittsansichten zur Darstellung von Herstellungsschritten
einer Zelle, die der Solarzelle in 2B entspricht;
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6A, 6B und 6C sind
schematische Querschnittsansichten zur Darstellung von Herstellungsschritten
einer Zelle, die der in 2C gezeigten
Solarzelle entspricht; und
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7 umfasst
eine Querschnittsansicht, die schematisch ein Beispiel einer bekannten
Solarzelle und eines der Zelle entsprechenden schematischen Energiebandprofils
zeigt.
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BESCHREIBUNG
DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
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Bei
einem Hintergrundbeispiel wird ein monokristallines Si-Substrat
hergestellt, und eine Ge-Schicht oder eine Si-Ge-Legierungsschicht
mit einem Bandabstand, der schmaler als derjenige von Si ist, wird
innerhalb einer Schicht, wie beispielsweise einer Schicht vom p+-Typ, auf der Rückseite des Substrats gebildet.
Ge mit der gleichen Kristallstruktur wie Si kann eine Legierung
vom Festlösungstyp
mit Si in einer beliebigen Konzentration bilden. Ein pn-Übergang
in der Umgebung der lichtempfangenden Vorderfläche des Si-Substrats ist der
gleiche wie bei herkömmlichen
Solarzellen, wobei jedoch ein Übergang
in der Umgebung der Rückfläche gebildet
wird zwischen der Ge-Schicht vom p+-Typ
oder der Si-Ge-Legierungsschicht
und der Si-Diffusionsschicht vom p+-Typ
oder zwischen der Ge-Schicht vom p+-Typ
oder der Si-Ge-Legierungsschicht und dem Si-Substrat vom p–-Typ.
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Somit
kann Licht hoher Energie mit kurzen Wellenlängen durch Si innerhalb der
dünnen
Diffusionsschicht auf der Seite der lichtempfangenden Vorderfläche oder
der relativ dicken Substratschicht ausreichend fotoelektrisch umgewandelt
werden, und das verbleibende Licht mit langen Wellenlängen, das
nicht über
den Bandabstand von Si fotoelektrisch umgewandelt wurde, kann von
der Ge-Schicht oder der Si-Ge-Legierungsschicht mit einem schmalen
Bandabstand bei Erreichen der p+-Diffusionsschicht
auf der Seite der Rückfläche fotoelektrisch
umgewandelt werden.
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Das
Verfahren zum Bilden einer derartigen Ge-Schicht oder Si-Ge-Schicht
mit einem schmalen Bandabstand innerhalb der p+-Diffusionsschicht
auf der Rückfläche ist
nicht auf ein bestimmtes Verfahren begrenzt, und CVD, Festphasen-Aufwachsen,
MBE-Verfahren (Molecular Beam Epitaxy) können eingesetzt werden. Die
Bildung einer derartigen Si-Ge-Legierung durch Implantieren von
Ge in das Si-Substrat mittels Ionenimplantation und das Aufbringen
einer Si-Ge-Legierung oder Ge auf einer Si-Ge-Basislegierung sind
für die Erfindung
geeignet und daher werden diese Verfahren genauer beschrieben.
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In 1 ist
(A) eine Querschnittsansicht, die schematisch eine Solarzelle gemäß einem
Hintergrundbeispiel zeigt, wobei (B) schematisch eine Struktur eines
Energiebands angibt, das der Zelle entspricht. In der Zelle wird
bei (A) in 1 eine Si-Diffusionsschicht
vom n+-Typ 2 auf der Seite der
lichtempfangenden Vorderfläche
eines Si-Substrats vom p–-Typ 1 gebildet.
Eine Si-Diffusionsschicht vom p+-Typ 3 und
eine Si-Ge-Legierungsschicht vom p+-Typ 4 werden
auf der Seite der Rückfläche des
Substrats 1 gebildet, wobei ein Rückflächen-Übergang 5 zwischen
diesen Schichten 3 und 4 gebildet wird. Der Bandabstand
von Si beträgt
ungefähr 1.1
eV, und der Bandabstand der Si-Ge-Legierungsschicht beträgt ungefähr 0.7 eV.
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Falls
die bei der vorliegenden Ausführungsform
bereitgestellte Si-Ge-Schicht mittels Ionenimplantation gebildet
wird, wird der Übergang
des monokristallinen Si zu der Si-Ge-Legierung, verglichen mit dem
Fall eines Aufbringens eines Films, allmählich bewirkt, und daher kann
eine Gitter-Fehlübereinstimmung
gemindert werden. Wenn außerdem
eine Si-Ge-Legierung oder Ge gemäß einem
weiteren Verfahren auf der mittels Ionenimplantation gebildeten
Si-Ge-Schicht aufgebracht werden, werden ähnliche Wirkungen erhalten,
und es kann eine Grenze mit einer geringeren Defektdichte erhalten
werden verglichen mit einem Fall eines Aufbringens eines weiteren
Films direkt auf der monokristallinen Si-Oberfläche.
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Ein
erstes Beispiel des Herstellungsverfahrens der in 1 gezeigten
Solarzelle umfasst einen Schritt eines Herstellens einer Si-Ge-Legierungsschicht
mittels Ionenimplantation.
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Ein
monokristallines Si-Substrat vom p–-Typ 1 mit
einer Dicke im Bereich von 30 μm
bis 500 μm
und einer Borkonzentration von ungefähr 1 × 1015 cm–3 wird
hergestellt. Eine Rückfläche des
Substrats 1 wird mit Ge-Ionen implantiert. Hinsichtlich
der Bedingung des Implantierens von Ge-Ionen liegt die Implantationsenergie
im Bereich von ungefähr
10 keV bis 200 keV, wünschenswerterweise
bei 50 keV, und die Dosismenge liegt im Bereich von 1 × 1015 bis 1 × 1018 cm–2,
wünschenswerterweise
bei 1 × 1016 cm–2. Daher wird das ionenimplantierte
Substrat bei einer Tempe ratur im Bereich von 500°C bis 900°C, wünschenswerterweise bei einer
Temperatur von 800°C
für ungefähr 120 Minuten
getempert, und dadurch wird das Substrat 1 aktiviert. Eine Si-Ge-Legierungsschicht 4 wird
somit auf der Rückfläche des
Substrats 1 gebildet.
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Eine
Diffusionsschicht vom p+-Typ mit einer Konzentration,
die so hoch wie 1 × 1017 cm–3 oder höher ist,
wird auf der Rückfläche des
Substrats 1 gebildet. Bei dem Verfahren des Ausbildens
derselben wird die Vorderfläche
des Substrats 1 mit einem Maskenmaterial, wie beispielsweise
Siliziumoxid abgedeckt, und das Substrat 1 wird in einer
Mischatmosphäre
von BBr3-Gas und Sauerstoff auf eine Temperatur
im Bereich von 500°C
bis 1200°C
erwärmt.
Oxid, das Bor in einer hohen Konzentration enthält, wird somit vollständig über dem
Substrat 1 gebildet, und das Bor hoher Konzentration wird
in eine feste Phase nur von der Rückfläche des Substrats 1 diffundiert,
die nicht maskiert wurde. Als Ergebnis wird eine Diffusionsschicht
vom p+-Typ 3 auf der Rückseite
des Silizium-Substrats 1 gebildet, und die Si-Ge-Legierungsschicht 4 erlangt
eine Leitfähigkeit
vom p+-Typ.
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Danach
wird nach Entfernung des Oxids oder Maskenmaterials auf dem Substrat 1 eine
Diffusionsschicht vom n+-Typ 2 mit
einer Konzentration, die so hoch wie 1 × 1018 cm–3 oder
höher ist,
auf der Vorderfläche gebildet.
Beim Bilden der Diffusionsschicht vom n+-Typ 2 wird
die Rückfläche des
Substrats mit einem Maskenmaterial abgedeckt, und das Substrat wird
dann in einer Mischatmosphäre
aus POCl3-Gas und Sauerstoff auf eine Temperatur
im Bereich von 500°C
bis 1200°C
erwärmt.
Folglich wird Sauerstoff-enthaltendes Oxid in einer hohen Konzentration
vollständig über dem
Substrat 1 gebildet, und der Phosphor hoher Konzentration wird
in eine feste Phase nur auf der Seite der Vorderfläche des
Substrats 1 diffundiert, die nicht maskiert wurde.
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Somit
werden die Diffusionsschicht vom n+-Typ 2 auf
der Seite der Vorderfläche,
d. h. der lichtempfangenden Oberfläche des Si-Substrats 1,
und die Diffusionsschicht vom p+-Typ 3 auf
der Rückfläche gebildet, wobei
die Si-Ge-Legierungsschicht 4 innerhalb der leitenden Schicht
vom p+-Typ auf der Rückfläche gebildet wird. Ein Rückflächen-Übergang 5 wird
zwischen der Si-Diffusionsschicht vom p+-Typ 3 und
der Si-Ge-Legierungsschicht vom p+-Typ 4 gebildet.
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Ein
zweites Beispiel des Verfahrens zur Herstellung der in 1 gezeigten
Zelle umfasst einen Schritt einer Herstellung einer Si-Ge-Legierungsschicht
mittels CVD.
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Bei
diesem zweiten Herstellungsverfahren wird, wie es der Fall bei dem
ersten Herstellungsverfahren ist, ein monokristallines Si-Substrat
vom p–-Typ 1 mit
einer Dicke im Bereich von 30 μm
bis 500 μm
und einer Borkonzentration von ungefähr 1 × 1015 cm–3 hergestellt.
Eine Si-Ge-Legierungsschicht 4 wird auf der Rückfläche des
Substrats 1 mittels CVD gebildet. Hinsichtlich der Aufbringungsbedingungen
für die
Si-Ge-Legierungsschicht 4 wird beispielsweise das Substrat 1 auf
eine Temperatur von ungefähr
300°C in
einer ausreichend evakuierten Vakuumkammer erwärmt, und die Einführung eines
GeH4-Gases und eines SiH4-Gases
in einem Mischverhältnis
von 5:1 hält
den Druck darin auf 66.7 Pa (500 mTorr). Dann wird eine elektrische
Leistung hoher Frequenz, die so hoch wie 300 W ist, in die Kammer
eingebracht, um ein Plasma hervorzurufen, wodurch eine amorphe Schicht
einer Si-Ge-Legierung auf dem Substrat 1 gebildet wird.
Das Substrat 1 wird dann bei einer Temperatur von ungefähr 800°C für ungefähr 120 Minuten
getempert, um die aufgebrachte Si-Ge-Legierungsschicht 4 zu
kristallisieren. Als Ergebnis wird die kristallisierte Si-Ge-Legierungsschicht 4 auf
der Rückfläche des
Substrats 1 gebildet.
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Eine
p+-Diffusionsschicht mit einer Konzentration,
die so hoch wie 1 × 1017 cm–3 oder höher ist,
wird auf der Rückfläche des
Substrats gebildet. Bei dem Bildungsverfahren derselben wird, wie
es der Fall bei dem ersten Herstellungsverfahren ist, die Vorderfläche des
Substrats 1 mit einem Maskenmaterial aus Siliziumoxid abgedeckt
und in einer Mischatmosphäre
eines BBr3-Gases und Sauerstoff auf eine
Temperatur im Bereich von 500°C
bis 1200°C
erwärmt.
Oxid, das Bor in einer hohen Konzentration enthält, wird hieraus resultierend vollständig über dem
Substrat 1 gebildet, und das Bor hoher Konzentration wird
in eine feste Phase nur von der Seite der Rückfläche des Substrats 1 diffundiert,
die nicht maskiert wurde. Folglich wird eine p+-Diffusionsschicht 3 auf
der Rückfläche des
Silizium-Substrats gebildet, und die Si-Ge-Legierungsschicht 4 erlangt
eine Leitfähigkeit
vom p+-Typ.
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Danach
wird nach der Entfernung des Oxids oder des Maskenmaterials auf
dem Substrat 1 eine Diffusionsschicht vom n+-Typ 2 mit
einer Konzentration, die so hoch wie 1 × 1018 cm–3 oder
höher ist,
auf der Vorderfläche
des Substrats 1 gebildet. Außerdem wird bei der Bildung
der n+-Diffusionsschicht 2, wie
es der Fall bei dem ersten Herstellungsverfahren ist, die Rückfläche des
Substrats 1 mit einem Maskenmaterial abgedeckt und in einer
Mischatmosphäre
eines POCl3-Gases und Sauerstoff auf eine
Temperatur im Bereich von 500°C
bis 1200°C
erwärmt.
Somit wird Oxid, das Phosphor in einer hohen Konzentration enthält, vollständig über dem
Substrat 1 gebildet, und der Phosphor hoher Konzentration
wird in eine feste Phase nur auf der Seite der Vorderfläche des
Substrats 1 diffundiert, die nicht maskiert wurde.
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Somit
wird eine Diffusionsschicht vom n+-Typ 2 auf
der Seite der Vorderfläche,
d. h. der lichtempfangenden Oberfläche des Si-Substrats 1 und
die Diffusionsschicht vom p+-Typ 3 auf
der Rückfläche gebildet,
wobei die Si-Ge-Legierungsschicht 4 innerhalb der leitenden
Schicht vom p+-Typ auf der Rückfläche gebildet
wird.
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Ein
drittes Beispiel des Herstellungsverfahrens der in 1 gezeigten
Zelle umfasst einen Schritt des Bildens einer Doppelschicht mit
einem schmalen Bandabstand mittels Ionenimplantation und CVD.
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Bei
dem dritten Herstellungsverfahren wird, wie es der Fall bei den
ersten und zweiten Herstellungsverfahren ist, ein monokristallines
Si-Substrat 1 mit einer Dicke im Bereich von 300 μm bis 500 μm und einer Borkonzentration
von 1 × 1015 cm–3 bereitgestellt. Das
Substrat 1 wird mit Ge-Ionen auf dessen Rückfläche implantiert,
wie es der Fall beim ersten Herstellungsverfahren ist. Hinsichtlich
der Bedingungen der Ge-Ionenimplantation liegt die Implantationsenergie
beispielsweise im Bereich von 10 keV bis 200 keV, wünschenswerterweise
bei 50 keV, und die Dosis im Bereich von 1 × 1015 bis
1 × 1018 cm–2, wünschenswerterweise bei 1 × 1016 cm–2. Das somit mit Ionen
implantierte Substrat 1 wird bei einer Temperatur im Bereich
von 500°C
bis 900°C, wünschenswerterweise
bei einer Temperatur von 800°C,
für ungefähr 120 Minuten
zur Aktivierung getempert.
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Unter
Verwendung der somit gebildeten Si-Ge-Legierungsschicht 4a (siehe
(A) in 1) als Basis, wie es der Fall bei dem zweiten
Reaktionsverfahren ist, wird eine zweite Si-Ge-Legierungsschicht 4b mittels
CVD gebildet. Hinsichtlich der Bedingungen des Aufbringens der zweiten
Si-Ge-Schicht wird das Substrat 1 beispielsweise auf ungefähr 300°C in einer
ausreichend evakuierten Vakuumkammer erwärmt, und die Einfüh rung eines
GeH4-Gases und eines SiH4-Gases
in die Kammer in einem Mischverhältnis
von 5:1 hält
den Druck darin auf ungefähr
6.67 Pa (50 mTorr). Elektrische Leistung hoher Frequenz, die so
hoch wie 300 W ist, wird in die Kammer eingebracht, um ein Plasma
zu erzeugen, und eine amorphe Schicht aus einer Si-Ge-Legierung wird
auf der Rückfläche des
Substrats 1 gebildet. Das Substrat 1 wird dann
bei einer Temperatur von ungefähr 800°C für ungefähr 120 Minuten
getempert, womit die aufgebrachte Si-Ge-Schicht kristallisiert wird.
Als Ergebnis wird eine Si-Ge-Legierungsschicht 4 gebildet,
die dicker als diejenige ist, die durch einfaches Implantieren von
Ionen auf der Seite der Rückfläche des
Substrats 1 erzeugt wird.
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Eine
Diffusionsschicht vom p+-Typ mit einer Konzentration,
die so hoch wie 1 × 1017 cm–3 oder höher ist,
wird auf der Rückfläche des
Substrats 1 gebildet. Bei dem Verfahren zum Bilden derselben
wird, wie bei den ersten und zweiten Herstellungsverfahren, die
Vorderfläche
des Substrats 1 mit einem Maskenmaterial, wie beispielsweise
Siliziumoxid, abgedeckt und in einer Mischatmosphäre eines
BBr3-Gases und Sauerstoff auf eine Temperatur
im Bereich von 500°C
bis 1200°C
erwärmt.
Somit wird Oxid, das Bor in einer hohen Konzentration enthält, vollständig über dem
Substrat 1 gebildet, und das Bor hoher Konzentration wird
in eine feste Phase nur von der Seite der Rückfläche des Substrats 1 diffundiert,
die nicht maskiert wurde. Folglich wird eine Schicht vom p+-Typ 3 auf der Rückseite
des Si-Substrats 1 gebildet,
und die Si-Ge-Schicht 4 erlangt eine Leitfähigkeit
vom p+-Typ.
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Nach
Entfernung des Oxids oder des Maskenmaterials auf dem Substrat 1 wird
eine Diffusionsschicht vom n+-Typ 2 mit
einer hohen Konzentration, die so hoch wie 1 × 1018 cm–3 oder
höher ist,
auf der Vorderfläche des
Substrats 1 gebildet. Bei der Bildung der Diffusionsschicht
vom n+-Typ 2 wird, wie es der Fall
bei den ersten und zweiten Herstellungsverfahren ist, die Rückfläche des
Substrats 1 mit einem Maskenmaterial abgedeckt und dann
in einer Mischatmosphäre
aus POCl3-Gas und Sauerstoff auf eine Temperatur
im Bereich von 500°C bis
1200°C erwärmt. Somit
wird Oxid, das Phosphor in einer hohen Konzentration enthält, vollständig über dem Substrat 1 gebildet,
und der Phosphor hoher Konzentration wird in eine feste Phase nur
auf der Seite der Vorderfläche
des Substrats 1 diffundiert, die nicht maskiert wurde.
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Somit
werden die Diffusionsschicht vom n+-Typ 2 auf
der Seite der Vorderfläche,
d. h. der lichtempfangenden Oberfläche des Si-Substrats 1,
und die Diffusionsschicht vom p+-Typ 3 auf
der Rückfläche gebildet, wobei
die Si-Ge-Legierungsschicht 4 innerhalb der leitenden Schicht
vom p+-Typ auf der Seite der Rückfläche gebildet
wird.
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Es
sei bemerkt, dass bei dem dritten Herstellungsverfahren eine Ge-Schicht
als zweite Schicht 4b mit einem schmalen Bandabstand anstatt
der Si-Ge-Schicht gebildet werden kann.
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Die
Si-Ge-Legierungsschicht 4 mit einem schmalen Bandabstand
kann ebenfalls direkt in Berührung mit
dem Substrat vom p–-Typ 1, ohne
dazwischen eine Schicht vom p+-Typ 3 anzuordnen,
gebildet werden.
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Wenn
die Si-Ge-Legierungsschicht oder die Ge-Schicht mittels CVD gebildet
wird, kann ein einen Dotierungsfremdstoff enthaltendes Gas in das
Materialgas gemischt werden, um die Dotierung gleichzeitig mit der Bildung
der Schicht durchzuführen.
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Es
ist offensichtlich, dass eine Antireflex-Form, wie beispielsweise
eine Texturstruktur mit feinen Konkaven und Konvexen oder ein Passivierungsfilm,
auf der Seite der lichtempfangenden Oberfläche der Solarzelle gebildet
werden kann.
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Um
einen ausreichenden fotoelektrischen Umwandlungswirkungsgrad durch
die Solarzelle in 1 zu erreichen, ist es wünschenswert,
das meiste Licht in dem von Si absorbierbaren Wellenlängenbereich
innerhalb der Region des Si-Substrats 1 umzuwandeln. Der
Lichtabsorptions-Koeffizient von Si ist jedoch relativ klein, und
daher weist die Substrat-Region 1 wünschenswerterweise eine Dicke
von mehreren Hundert μm
auf, um das meiste Licht zu absorbieren, das vom Si in elektrische
Leistung in der Si-Substrat-Region 1 umgewandelt werden
kann. Andererseits steigt, wenn die Dicke des Si-Substrats 1 ansteigt,
das Gewicht der Solarzelle an, was für die Anwendung als Raumfahrt-Solarzelle
nicht vorzuziehen ist.
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2A, 2B und 2C zeigen
schematisch Querschnittstrukturen von Solarzellen gemäß weiterer
Ausführungsformen
der Erfindung, die den oben beschriebenen Nachteil überwinden
können.
Die in 2A bis 2C gezeigten
Solarzellen sehen der in 1 gezeigten Solarzelle ähnlich,
wobei sie jedoch zusätzlich
mit p+-Halbleiterzwischenschichten 6, 6a bzw. 6b versehen
sind. Genauer gesagt werden die Halbleiterzwischenschichten 6, 6a und 6b mit
Brechungsindizes, die kleiner als diejenigen von Si sind, und mit Bandabständen, die
größer als
diejenigen der Si1-xGex (0 < x ≤ 1) Schicht
vom p+-Typ 4 sind, mindestens teilweise
entlang den Oberflächen
parallel zu jeweiligen Si/SiGe-Grenzen gebildet. Die Halbleiterzwischenschicht reflektiert
durch Si absorbierbares Licht in der Region des Si-Substrats 1 und
dient der Erhöhung
der Lichtabsorption innerhalb der Si-Substrat-Region. Außerdem werden
die Halbleiterzwischenschichten 6, 6a und 6b jeweils
p+-dotiert, um den Injektionswirkungsgrad
der von der Si1-xGex-Schicht 4 injizierten
Minoritätsträger (Elektronen)
zu erhöhen.
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Als
Material für
die Halbleiterzwischenschichten 6, 6a und 6b kann
beispielsweise SiOx, SiNx und
SiC verwendet werden. Es ist bekannt, dass SiOx und
SiNx ihre Eigenschaften zwischen halbleitend
und isolierend abhängig
von dem Verhältnis
von O oder N ändern.
SiC hat besonders in den letzten Jahren als elektronisches Hochtemperaturmaterial
viel Aufmerksamkeit erregt.
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Tabelle
1 stellt die Brechungsindizes n und die Bandabstände Eg verschiedener Materialien
dar. In Tabelle 1 werden SiO2 und Si3N4 als typische
Beispiele von SiOx bzw. SiNx aufgeführt. Die
Brechungsindizes n0.4 und n1.2 sind
Brechungsindizes bezüglich
Licht mit Wellenlängen
von 400 nm bzw. 1200 nm. Es ist aus Tabelle 1 ersichtlich, dass
SiO2, Si3N4 und SiC Brechungsindizes n, die kleiner
als Si sind, und Bandabstände
Eg, die größer als
Si sind, aufweisen. Basierend auf diesen Tatsachen sei bemerkt,
dass SiOx, SiNx und
SiC vorzugsweise als Materialien für die Halbleiterzwischenschichten 6, 6a bzw. 6b verwendet
werden können.
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3 ist
eine graphische Darstellung, die die Spektralverteilung von Sonnenlicht
AM0 im Weltraum zeigt. Genauer gesagt stellt die Abszisse der graphischen
Darstellung die optischen Wellenlängen dar, während die Ordinate die spektrale
Bestrahlungsstärke
darstellt. Bei der Spektralverteilung in 3 wird Licht
mit einer Wellenlänge
im Bereich von ungefähr
400 nm bis 1100 nm, das dem Bandabstand von Si von ungefähr 1.1 eV
entspricht, vorzugsweise in elektrische Leistung innerhalb der Region
des Si-Substrats 1 umgewandelt. Anstatt es den durch fotoelektrische
Umwandlung innerhalb der Si1-xGex-Schicht 4 erzeugten Minoritätsträgern zu
erlauben, durch den Rückflächen-Übergang 5 zu
laufen, um einen p–-Übergang zu bilden, werden innerhalb der
Region des Si-Substrats 1 erzeugte Minoritätsträger offensichtlich
eine längere
Lebensdauer aufweisen. Um das meiste Licht bei einer Wellenlänge von
ungefähr
1100 nm innerhalb der Region des Si-Substrats in der Solarzelle
in 1 zu absorbieren, muss das Substrat 1 jedoch
eine Dicke so groß wie
ungefähr
500 μm aufweisen,
was das Gewicht der Solarzelle, entsprechend zum oben beschriebenen
Fall, nachteilig erhöht.
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Wenn
Licht in ein Material mit einem kleinen Brechungsindex von einem
Material mit einem größeren Brechungsindex
durch die Grenze zwischen diesen Materialien kommt, neigt das Licht
gemäß der Prinzipien der
Optik dazu, von der Grenze reflektiert zu werden. Die Bereitstellung
von Halbleiterzwischenschichten 6, 6a und 6b mit
einem Brechungsindex kleiner als Si auf der Rückfläche des Si-Substrats 1 ermöglicht Licht
reflektiert zu werden und in das Si-Substrat 1 zurückgeführt zu werden.
Da eine Antireflex-Form, wie beispielsweise eine Texturstruktur,
herkömmlicherweise
auf der lichtempfangenden Vorderfläche einer Silizium-Solarzelle
vorgesehen ist, kann Licht mit Wellenlängen im Bereich von ungefähr 400 nm
bis 1100 nm in der Region des Si-Substrats 1 durch Mehrfach-Reflexion
zwischen der Vorderfläche
der Solarzelle und den Halbleiterzwischenschichten 6, 6a und 6b ausreichend
fotoelektrisch umgewandelt werden.
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Es
sei bemerkt, dass die Halbleiterzwischenschichten 6, 6a und 6b für Licht
mit Wellenlängen
von ungefähr
1100 nm bis 1900 nm durchlässig
sein müssen,
um von der Si1-xGex-Schicht 4 in
elektrische Leistung umgewandelt zu werden. Genauer gesagt müssen die
Bandabstände
Eg der Halb leiterzwischenschichten 6, 6a und 6b größer als
der Bandabstand Eg von Si1-xGex sein.
(Der größte ist
ungefähr
1.1 eV für
Si.)
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Im
Folgenden werden die in 2A bis 2C gezeigten
Solarzellen weiter beschrieben.
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Die
Solarzelle in 2A sieht derjenigen in 1 ähnlich,
wie sie oben beschrieben ist, wobei jedoch die Halbleiterzwischenschicht
vom p+-Typ 6 entlang der gesamten
Grenze zwischen der Si-Schicht vom p+-Typ 3 und
der Si1-xGex-Schicht
vom p+-Typ 4 auf der Seite der
Rückfläche des
Si-Substrats 1 vorgesehen ist. 4 zeigt
ein Beispiel einer Energiebandstruktur, die der Solarzelle in 2A entspricht.
Genauer gesagt weist die Halbleiterzwischenschicht 6 einen
größeren Bandabstand
Eg als das Si-Substrat 1 auf. Die Halbleiterzwischenschicht 6 weist
einen Brechungsindex auf, der kleiner als der des Si-Substrats 1 und
der Si-Schicht vom p+-Typ 3 ist.
Licht, das in dem Si-Substrat 1 und der Si-Schicht vom
p+-Typ 3 nicht absorbiert wurde,
bezogen auf Licht, das in elektrische Leistung durch Si umgewandelt
werden kann, wird auf das Si-Substrat 1 zurück reflektiert,
und das reflektierte Licht kann durch Si fotoelektrisch umgewandelt
werden. Genauer gesagt können
durch die Funktion der Halbleiterzwischenschicht 6, die
durch Erhöhen
der Dicke des Si-Substrats 1 erreichten Wirkungen ohne
tatsächliches
Erhöhen
des Gewichts der Solarzelle erreicht werden.
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Es
sei bemerkt, dass die Halbleiterzwischenschicht 6 nicht
vollständig
entlang der Grenze zwischen der Si-Schicht vom p+-Typ 3 und
der Si1-xGex-Schicht 4 vorgesehen
werden muss.
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Bei
der Solarzelle in 2B ist die Halbleiterzwischenschicht
vom p+-Typ 6a teilweise entlang
der Grenze der Si-Schicht vom p+-Typ 3 und
der Si1-xGex-Schicht
vom p+-Typ 4 gebildet. Die Gitterkonstanten
sind nicht die gleichen wie diejenigen von Si, und es ist daher
für die
Halbleiterzwischenschicht 6a vorzuziehen, dass sie teilweise
gebildet und von der Si1-xGex-Schicht 4 vergraben
wird. Um die teilweise gebildete Halbleiterzwischenschicht 6a mit
der Si1-xGeX-Schicht 4 zu
vergraben, wird die Aufwachsrate der Si1-xGex-Schicht 4 in der Richtung der
Verbreiterung innerhalb der Oberfläche größer als in der Richtung der
Dicke bei deren Aufbringung gemacht. Es wird basierend auf einer
Technik zum Aufwachsen eines Dünnfilms
aus einer III-V-Gruppen-Halbleiterverbindung vermutet, dass das
Auswählen
der (110)-Ebene als Hauptebene des Si-Substrats beispielsweise ein
derartiges Aufwachsen der Si1-xGeX-Schicht 4 erlauben kann.
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Die
Solarzelle in 2C umfasst eine Mehrzahl von
Halbleiterzwischenschichten vom p+-Typ 6a und 6b,
die teilweise entlang einer Mehrzahl von Oberflächen parallel zu der Grenze
zwischen der Si-Schicht vom p+-Typ 3 und
der Si1-xGex-Schicht
vom p+-Typ 4 gebildet sind. Die
teilweisen Bildungsregionen der ersten Halbleiterzwischenschicht 6a und
der zweiten Halbleiterzwischenschicht 6b sind vorzugsweise
zueinander verschoben, so dass eine erwünschte Wirkung der optischen
Reflexion erreicht werden kann und der Strom von Minoritätsträgern ebenfalls
nicht behindert wird.
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5A bis 5F veranschaulichen
ein Beispiel eines Verfahrens zur Herstellung einer Zelle, die der in 2B gezeigten
Solarzelle entspricht.
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In 5A ist
ein Si-Substrat vom p–-Typ 1 mit
einer Dicke im Bereich von 30 μm
bis 500 μm
hergestellt. Das Si-Substrat 1 weist vorzugsweise (110)
als eine Hauptebene auf.
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In 5B ist
eine p+-Schicht 3 auf der Seite
der Rückfläche des
Si-Substrats 1 durch thermische Diffusion gebildet, wie
es der Fall bei der in 1 bei (A) gezeigten Zelle ist.
Diese p+-Schicht 3 wird außerdem mit
Ge-Ionen mittels Ionenimplantation implantiert. Die Ge-Ionenimplantation
bewirkt, dass die Gitter-Fehlübereinstimmung
mit einer Si1-xGex-Schicht 4a,
die später
zu bilden ist, gemindert wird. Hinsichtlich der Implantationsbedingungen
kann eine geeignete Implantationsenergie beispielsweise im Bereich
von 10 keV bis 200 keV und eine geeignete Dosis im Bereich von 1 × 1015 bis 1 × 1018 cm–2 verwendet
werden. Das Substrat 1, das in seiner p+-Schicht 3 implantierte
Ge-Ionen aufweist, wird dann bei einer geeigneten Temperatur im
Bereich von 500°C
bis 900°C
getempert, und das Substrat 1 ist somit aktiviert. Es sei
bemerkt, dass die p+-Schicht 3 durch
Implantieren von Borionen gebildet werden kann, wobei in diesem
Fall eine p+-Schicht unabhängig vor oder
nach der Ge-Ionenimplantation gebildet werden kann.
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In 5C ist
eine Halbleiterzwischenschicht 6 auf einer p+-Schicht 3 gebildet,
die implantiertes Ge enthält.
Als Halbleiterzwischenschicht 6 kann es SiH4 und
N2O ermöglicht
werden, bei ungefähr
650°C beispielsweise
mittels CVD zu reagieren, um SiO2 zu bilden.
Ferner kann es in Bezug auf Halbleiterzwischenschicht 6 SiH4 und NH3 ermöglicht werden,
bei ungefähr
400°C zu
reagieren, um SiNx zu bilden. Ferner kann
es in Bezug auf die Halbleiterzwischenschicht 6 SiHCl3 und C3H8 ermöglicht
werden, bei einer Temperatur von ungefähr 1000°C unter einem verringerten Druck
von ungefähr
200 Pa zu reagieren, um SiC zu bilden. Beim Bilden derartiger Halbleiterzwischenschichten
erlaubt das Einstellen eines Gasmischverhältnisses und das Hinzufügen eines
Fremdstoffs ebenfalls eine gewünschte
p+-Dotierung. Das Material der Halbleiterzwischenschicht 6 kann geeignet
ausgewählt
werden, wobei die folgenden Schritte berücksichtigt werden. Falls die
thermische Diffusion bei einer relativ hohen Temperatur beispielsweise
später
für einen
Schritt zum Bilden eines pn-Übergangs verwendet
wird, wird SiC vorzugsweise als das Material der Halbleiterzwischenschicht 6 ausgewählt, während, falls
Ionenimplantation oder CVD bei einer relativ niedrigen Temperatur
beim Bilden des pn-Übergangs
verwendet wird, SiOx oder SiNx ausgewählt werden
können.
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In 5D ist
die Halbleiterzwischenschicht 6 teilweise mittels einer
bekannten Fotolithografie-Technik geöffnet, und die Rückfläche des
Substrats ist teilweise freigelegt. Die somit strukturierte Halbleiterzwischenschicht 6a kann
mittels einer bekannten selektiven Aufwachs-Technik anstatt der
Fotolithografie-Technik gebildet werden. In diesem Fall kann die
Halbleiterzwischenschicht 6a direkt auf der p+-Schicht 3 in 5B gebildet werden,
wobei der in 5C gezeigte Schritt weggelassen
wird.
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In 5E wird
eine Si1-xGex-Schicht
vom p+-Typ 4a mittels CVD aufgebracht,
wobei eine GeH4, SiN4 und
einen Fremdstoff vom p-Typ enthaltende Gasmischung bei einer Temperatur
im Bereich von ungefähr 700°C bis 1000°C thermisch
zerlegt wird. Die Si1-xGex-Schicht
vom p+-Typ 4a kann durch Plasma-CVD
mit einer HF-Leistung von ungefähr
300 W und bei einer Temperatur von ungefähr 300°C aufgebracht werden. Es sei
bemerkt, dass das Zusammensetzungsverhältnis x in der Si1-xGex-Schicht 4a durch Einstellen der
Zusammensetzung des Mischgases geändert werden kann.
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In 5F wird,
wie es der Fall bei der bei (A) in 1 gezeigten
Zelle ist, eine n+-Schicht 2 auf
der Vorderfläche
des Substrats 1 gebildet, um einen pn-Übergang zu bilden. Dann werden
eine bekannte Antireflex-Beschichtung 7 und eine Vorderflächen-Elektrode
auf der n+-Schicht 2 und eine Rückflächen-Elektrode 9 auf
der Si1-xGex-Schicht 4a gebildet,
womit die Solarzelle fertig gestellt ist.
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6A bis 6C veranschaulichen
einen Schritt zur Herstellung einer Zelle, die der in 20 gezeigten Solarzelle entspricht.
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6A zeigt
den Zustand, bei dem eine strukturierte zweite Halbleiterzwischenschicht 6a auf
der Si1-xGex-Schicht 4a gebildet
ist. Die zweite Halbleiterzwischenschicht 6b wird gleichzeitig
mit der ersten Halbleiterzwischenschicht 6a gebildet. Zu
dieser Zeit sind die relativen Positionen eines Öffnungsabschnitts, der in der
Halbleiterzwischenschicht 6a enthalten ist, und eines Öffnungsabschnitts,
der in der zweiten Halbleiterzwischenschicht 6b enthalten
ist, vorzugsweise zueinander verschoben. Dann kann Licht, das nicht
von der ersten Halbleiterzwischenschicht 6a reflektiert
wird, von der zweiten Halbleiterzwischenschicht 6b wirksam
reflektiert werden. Es sei bemerkt, dass das Verhältnis der Öffnungsabschnitte,
die in der ersten Halbleiterzwischenschicht 6a belegt sind,
nicht mit dem Verhältnis
der Öffnungsabschnitte,
die bei der zweiten Halbleiterzwischenschicht 6b belegt
sind, übereinstimmen
muss.
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In 6B wird
die zweite Halbleiterzwischenschicht 6b mit einer zweiten
Si1-xGex-Schicht 4b abgedeckt.
Die zweite Si1-xGex-Schicht
kann auf die gleiche Art und Weise wie die erste Si1-xGex-Schicht 4a gebildet werden. Bei
der ersten Si1-xGex-Schicht 4a und
der zweiten Si1-xGex-Schicht 4b müssen die
durch x dargestellten Zusammensetzungsverhältnisse nicht gleich sein,
und x ist bei der zweiten Si1-xGex-Schicht 4b vorzugsweise größer als
x bei der ersten Si1-xGex-Schicht 4a.
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In 6C wird,
wie in 5F, eine n+-Schicht 2 auf
der Seite der Vorderfläche
des Substrats 1 gebildet, um einen pn-Übergang zu bilden. Eine Antireflex-Beschichtung 7 und
eine Vorderflächen-Elektrode 8 werden
auf der n+-Schicht 2 gebildet,
und eine Rückflächen-Elektrode 9 wird
auf der zweiten Si1-xGex-Schicht 4b gebildet,
womit die Solarzelle fertig gestellt ist.
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Wie
es oben beschrieben, ist, erlaubt gemäß der vorliegenden Erfindung
die Bereitstellung der Si1-xGex-Schicht
auf der Rückfläche der
Solarzelle eine ausreichende elektrische Umwandlung von Licht mit kurzen
Wellenlängen,
die eine hohe Energie aufweisen, durch die dünne n+-Schicht
auf der Vorderfläche
oder das relativ dicke p–-Substrat, während Licht,
das nicht durch Si mit einem breiten Bandabstand in elektrische Leistung
umgewandelt wurde, von dem Si1-xGex mit einem schmalen Bandabstand umgewandelt
wird, wodurch ein hoher fotoelektrischer Umwandlungs-Wirkungs grad
erreicht werden kann, und durch Licht mit langen Wellenlangen erzeugte
unerwünschte
Wärme verringert
wird, so dass ein stabiler Zellenbetrieb möglich wird.
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Außerdem mildert
die Anwendung von Ionenimplantations-Techniken beim Bilden der Si1-xGex-Schicht die
Gitter-Fehlübereinstimmung
zwischen dem monokristallinen Si-Substrat und der Si1-xGex-Schicht, und daher kann eine sehr zuverlässige Solarzelle
bereitgestellt werden.
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Da
die Halbleiterzwischenschicht außerdem einfallendes Licht zu
der Seite des Si-Substrats hin reflektiert, kann das Si-Substrat
dünn ausgebildet
werden. Somit kann das Gewicht einer derartigen Solarzelle verringert
und diese kann bevorzugter als Raumfahrt-Solarzelle verwendet werden.