EP2351109A2 - Verfahren zur herstellung einer solarzelle und solarzelle - Google Patents

Verfahren zur herstellung einer solarzelle und solarzelle

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EP2351109A2
EP2351109A2 EP09783485A EP09783485A EP2351109A2 EP 2351109 A2 EP2351109 A2 EP 2351109A2 EP 09783485 A EP09783485 A EP 09783485A EP 09783485 A EP09783485 A EP 09783485A EP 2351109 A2 EP2351109 A2 EP 2351109A2
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EP
European Patent Office
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main surface
layer
aluminum
solar cell
semiconductor substrate
Prior art date
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Withdrawn
Application number
EP09783485A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Hans-Joachim Krokoszinski
Karsten Meyer
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Robert Bosch GmbH
Original Assignee
Robert Bosch GmbH
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Publication date
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Withdrawn legal-status Critical Current

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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a solar cell from an n-doped semiconductor substrate, in particular made of silicon, which has a first main surface serving as a light incident side in use and a main surface serving as a back surface, with an n + region, front formed in the first main surface Surface Field, and one formed in the second main surface by doping with aluminum p + - emitter. It further relates to a solar cell made of a p-doped semiconductor substrate, in particular of silicon, which has a first main surface serving as a light incident side in use and a second main surface serving as a back, with an n + emitter region formed in the first main surface and one in the second Main surface by doping with aluminum produced p + region, Back Surface Field.
  • Silicon solar cells with a p-base and a n + emitter layer diffused on the front side have been provided on the rear side for many years with an all-over metallization of the rear base region for mirroring and for electronic passivation by means of band bending (Back Surface Field, BSF).
  • BSF Back Surface Field
  • the backside metallization usually consists of large-area printed aluminum-based thick-film paste, which on sintering above 800 0 C by forming a low-melting (577 ° C) AISi eutectic and recrystallization of Al-doped silicon alloyed to the semiconductor surface and thereby overcompensation generates the p + doping.
  • This aluminum doping profile acts as a back surface field, but the metal surface remaining directly on the surface, which acts as a (albeit moderately effective) mirror for the long-wavelength light components, can not achieve a sufficiently low surface recombination rate because it can not be passivated.
  • COSIMA coactact formation to a-Si: H passivated wafers by means of annealing
  • vgL IM vgL IM.
  • a) two diffusions the deep diffusion occurs through a structured mask, the flat diffusion over the entire surface.
  • transparent emitter shallow diffusion, oxidation of the emitter and structuring of the oxide before a second diffusion, cf. RE Schlosser, KA Münzer, A. Froitzheim, R. Tolle, MG Winstel, Manufacturing of Transparent Selective Emitters and Boron Back-Surface-Field Solar Cells Using Screen Printing Technique, 21st Eupvsec, Dresden, 2006, 1119;
  • diffusion from printed doping pastes cf. J. Horzel, et.
  • High-efficiency cells can be produced more advantageously on n-material than on p-material, because there due to lower capture cross-sections of foreign atoms for minority charge carriers (here: the holes) their life is so much longer that results in a higher diffusion length, although their mobility only about one third of the minority carriers in p-material (there: the electron) is; see. D. Macdonald, LJ. Geerligs, Appl. Phys. Lett., 85 (2004), p. 4061.
  • the hitherto published high-efficiency cells have therefore been produced without exception on n-base material.
  • the emitter is after etching the screen printed AI layer and the re-solidified AISi eutectic layer with a large area Passivation of a-Si: H / SiO x or Al 2 O 3 / SiO x coated.
  • this passivation layer photolithographically masked, is then opened by plasma etching or HF dip and contacted by vapor deposition of thin-layer aluminum.
  • "high efficiency front end" inverted pyramids and vapor deposited photolithographic lift-off technology structured TiPdAg layers
  • efficiencies of more than 19% could be achieved, see C. Schmiga et al., 23rd European Photovoltaic Solar Energy Conference, Valencia 2008.
  • Backside emitter back contact solar cells which are primarily interdigitated back contact cells (IBCs) with p + emitter in n-type material, such as the SunPower A300 cell (WP Mulligan, DH Rose, MJ Cudzinovic, DM DeCeuster, KR Mclntosh, DD Smith, RM Swanson, Manufacture of Solar Cells 21% Efficiency, Proceedings of the 19th European Solar Photovoltaic Solar Energy Conference, Paris 2004), characterized in that the emitter and the BSF or base regions on the back of the cell by two in one another contacting metallic fork structures are contacted, both of which each have their own, linearly arranged local, ie by the passivation drilled contact points with each other; see. RJ.
  • IBCs interdigitated back contact cells
  • a printed aluminum layer which acts as a diffusion source, metal contact and light mirror, remains in the above-mentioned cell types on the back of the solar cell.
  • IQE internal quantum efficiency
  • the introduction of the PERC structure improves the passivation of the p + layer (reduces the surface recombination rate) and increases the reflectivity (> 90%).
  • the use of the printed aluminum layer as "precursor" for the production of the BSF in p-material or the emitter in n-material has the following disadvantages:
  • the sintering of the aluminum paste leads to an AlSi melt layer, from which recrystallizes a silicon layer highly doped with aluminum during cooling.
  • the recrystallization takes place from the wafer surface to the outside and leads to an Al doping profile whose highest value is a few microns below the surface. This results in a field distribution that leads the charge carriers generated in this area of the cell in the "wrong" direction.
  • Also the surface concentration of Al at the surface is about 1 power of ten below the solubility limit of Al in Si of about l * 10 19 cm "3 .
  • the contacting of the metal on the emitter is difficult, for ohmic contacts> 10 19 cm "3 are needed.
  • n-wafers with high base resistance (5 - 10 ⁇ cm) are used for IBC cells. But this also increases the transverse resistance and forces a very small pitch (down to approx. 1000 ⁇ m) and therefore very narrow and high-resistance fingers, which lead to high series resistance;
  • the invention has for its object to provide an improved method of the type mentioned above and a so far further developed solar cell, which allow a particularly economical process management and thus cost-effective production.
  • a) allows a visually and electrically improved backside with p + -BSF for standard cells contacted on both sides on p-material; b) made a bilaterally contacted cell concept possible for high-efficiency cells on n-material, for which the low-resistance part of the n-crystal (eg 2-5 ohm * cm) can be used, because then the charge carriers only vertically through the crystal (Wafer thickness ⁇ 200 microns) must diffuse to get to the pn junction; c) for both structures (a) and (b) enables the passivation of the rear side with local contact (PERC); and d) for both structures (a) and (b) solderable contact surfaces on the back made possible without having to interrupt the BSF under these surfaces.
  • the low-resistance part of the n-crystal eg 2-5 ohm * cm
  • a main feature of the invention is that for the formation of the aluminum diffusion profile in silicon not the recrystallization of liquid aluminum-silicon eutectic is used for the first time, but the diffusion of aluminum from an aluminum-containing swelling layer or layer sequence on the wafer surface, which does not melt and which is shielded from the outside atmosphere by a suitable capping layer so that the aluminum can only diffuse into the wafer and not be lost to the surface by air oxidation.
  • the p + layer for a back-side solar cell produced by pure aluminum diffusion according to the invention fulfills in all requirements a homogeneous large-area p + doping, both as emitter in n-silicon and as BSF in p-silicon.
  • the silicon wafer surface does not melt by contact with metallic aluminum at temperatures above the Al-Si eutectic temperature of 577 ° C to form an aluminum-silicon eutectic, so that not, as in the prior art, after cooling below this eutectic temperature, the silicon again recrystallized from the inside out, whereby the aluminum concentration would drop from the solid surface of the silicon within the crystal to the surface of the wafer; Instead, the Al surface concentration by the one-dimensional diffusion caused by the swelling layer or swelling layer layer and covering layer according to the invention almost reaches the solubility limit of 1 ⁇ 10 19 cm -3 and then drops into the interior of the wafer according to the theoretical error function.
  • open clamping voltages of> 700 mV are possible.
  • the starting material is an n-doped silicon wafer with a full-square, pseudo-square or also circular shape, which is subjected to a standard saw damage etching without texturing in the first process step (FIG.
  • the rear side is coated by vapor deposition or sputtering with the aluminum-containing swelling layer or swelling layer sequence (FIG. 2). Immediately thereafter, it is sealed with a layer sequence impermeable to Al diffusion and P diffusion, which terminates with a non-KOH etchable layer (third step, FIG. 3).
  • the reverse side is freed from the uppermost (KOH-resistant) layer of the sealing layer sequence by means of an acid (FIG. 4)
  • the phosphorus diffusion of the front takes place by POCI 3 is admitted into the furnace chamber at temperatures between 800 0 C and 900 0 C according to the prior art, so that forms phosphosilicate glass from which the phosphor diffuses into the silicon surface (Fig. 6).
  • Particularly advantageous is the variant in which the two diffusion steps 5 and 6 are carried out in the same furnace in a two-stage temperature profile.
  • the front of the wafer is re-exposed, i. the front PSG is selectively etched away ( Figure 7).
  • a positive mask made of etch-resistant material in the form of the later finger and busbar pattern is preferably deposited by means of inkjet methods (FIG. 8).
  • the ninth step is the controlled etching back of the phosphor profile in the released regions between the mask stripes on the front side so that the doping depth in the large areas between the fingers is lower (or the sheet resistance is higher, eg. 80-100 ohms / sq.) Than under the fingers and busbars (sheet resistance, eg, 20-40 ohms / sq.) ( Figure 9).
  • the mask layer is stripped ( Figure 10) and then, in the eleventh step, the prior art front side is covered with the optimum passivation and antireflection layer (Figure 11).
  • the front side paste preferably the standard silver paste, is printed, dried and sintered ( Figure 13).
  • the back side is covered with P + V optimized passivation layer by means of PECVD, reactive sputtering or atomic layer deposition (ALD) (FIG. 14).
  • this passivation layer is subsequently opened by wet-chemical etching (preferably by etching paste printing and rinsing of the paste residues) or dry etching (plasma etching, reactive ion etching) or laser ablation at the positions of the local contacts and the busbars (FIG. 15).
  • the entire back surface is provided with aluminum-containing thin film metallization ( Figure 16) onto which a silver-containing thick-film structure is printed in the last, seventeenth steps covering the pads and optionally the individual local pads ( Figure 17).
  • This paste is selected as a low temperature paste, which completely sinters out at temperatures below 600 0 C, because temperatures of> 600 ° C for the exposed aluminum-containing back-side metallization would be harmful.
  • an aluminum-silver eutectic forms at 566 ° C, which produces an optimal connection of the thick film with the thin film.
  • the geometry of the silver layer on the AI metallization is arbitrary.
  • connection elements can create continuous busbars or produce short sections of a silver track onto which the connection elements are selectively soldered during module integration.
  • the same paste could be printed and dried directly on the front side and on the back side, so that they could be co-firing, as in today's standard process, could be sintered.
  • the low-temperature paste ⁇ 600 ° C

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Abstract

Verfahren zur Herstellung einer Solarzelle aus (a) einem n-dotierten Halbleitersubstrat, insbesondere aus Silizium, das eine im Gebrauchszustand als Lichteinfallsseite dienende erste Hauptoberfläche und eine als Rückseite dienende zweite Hauptoberfläche hat, mit einem in der ersten Hauptoberfläche ausgebildeten n+-Bereich, Front Surface Field, und einem in der zweiten Hauptoberfläche durch Dotierung mit Aluminium ausgebildeten p+-Emitter, oder (b) einem p-dotierten Substrat, insbesondere Silizium, mit einem auf der ersten Hauptseite ausgebildeten n+-Emitter und einem in der zweiten Hauptfläche durch Dotierung mit Aluminium ausgebildeten p+-Bereich, d. h. einem Back Surface Field, wobei jeweils die Dotierung mit Aluminium durch Diffusion des Aluminiums aus einer auf die zweite Hauptoberfläche aufgebrachten aluminiumhaltigen Quellschicht ausgeführt wird derart, dass das Al-Konzentrationsprofil von der zweiten Hauptoberfläche ausgehend in das Halbleitersubstrat hinein im Wesentlichen einen Verlauf hat, bei dem die höchste Al-Konzentration an der oder unmittelbar benachbart zur zweiten Hauptoberfläche vorliegt.

Description

Verfahren zur Herstellung einer Solarzelle und Solarzelle
Beschreibung
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer Solarzelle aus einem n- dotierten Halbleitersubstrat, insbesondere aus Silizium, das eine im Gebrauchszustand als Lichteinfallsseite dienende erste Hauptoberfläche und eine als Rückseite dienende Hauptoberfläche hat, mit einem in der ersten Hauptoberfläche ausgebildeten n+-Bereich, Front Surface Field, und einem in der zweiten Hauptoberfläche durch Dotierung mit Aluminium ausgebildeten p+- Emitter. Sie betrifft weiterhin eine Solarzelle aus einem p-dotierten Halbleitersubstrat, insbesondere aus Silizium, das eine im Gebrauchszustand als Lichteinfallsseite dienende erste Hauptoberfläche und eine als Rückseite dienende zweite Hauptoberfläche hat, mit einem in der ersten Hauptoberfläche ausgebildeten n+-Emitterbereich und einem in der zweiten Hauptoberfläche durch Dotierung mit Aluminium hergestelltem p+-Bereich, Back Surface Field.
Silizium-Solarzellen mit p-Basis und einer vorderseitig diffundierten n+- Emitterschicht werden seit vielen Jahren auf der Rückseite mit einer ganzflächigen Metallisierung des rückseitigen Basisbereichs zur Verspiegelung und zur elektronischen Passivierung mittels Bandverbiegung (Back Surface Field, BSF) versehen.
Die Rückseitenmetallisierung besteht in der Regel aus großflächig aufgedruckter Aluminium-basierter Dickschichtpaste, die sich beim Sintern oberhalb von 8000C durch Bildung eines niederschmelzenden (577°C) AISi-Eutektikums und Rekristallisation von AI-dotiertem Silizium an die Halbleiteroberfläche anlegiert und dabei durch Überkompensation die p+-Dotierung erzeugt. Dieses Aluminium- Dotierprofil wirkt als Back Surface Field, aber an der direkt auf der Oberfläche verbleibenden Metallfläche, die als (wenn auch mäßig effektiver) Spiegel für die langwelligen Lichtanteile wirkt, lässt sich keine hinreichend kleine Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit erreichen, weil sie sich nicht passivieren lässt. Bereits vor vielen Jahren wurden daher die Passivierung des Rückseiten-BSF mit lokalen Kontakten, die sog. PERC-Struktur (Passivated Emitter and Rear (local) Contacts), vorgeschlagen, vgl. A.W. Blakers et al., Appl. Phys. Lett., 55 (1989), p. 1363-1365; G. Agostinelli et al., 20th European Photovoltaic Solar Energy Confernece (2005), Barcelona, p. 647; P. Choulat et al, 22nd European Photovoltaic Solar Energy Confernece (2007), Milano. Dazu wird die Rückseite z. B. durch Bor-Diffusion mit einem BSF versehen, mit einer geeigneten isolierenden Passivierschicht beschichtet und nach Öffnung kleiner Durchbrüche mit Dünnschicht-Aluminium anstatt mit Dickschicht-Aluminium beschichtet.
Abwandlungen in Form von COSIMA-Kontakten (COSIMA = coπtact formation to a-Si: H passivated wafers by means of anneaHng) - vgL IM. Schaper, J, Schmidt, H. Piagwitz, R. Brendel, 20.1%-efficient crystailine Silicon solar cell with amorphous Silicon rear-surface passivation, Progress in Photovoltaics: Research and Apiiications, 13, 5 (2005), p, 381 - oder LFC-Kontakten (Laser Fired Contacts) - vgl. E. Schneiderlöchner et al, Progress in Photovoltaics: Research and Applications, 10, (2002), S. 29 - wurden entwickelt, um die Qualität und die Herstellung der lokalen Kontakte zu vereinfachen und zu verbessern.
Zur Verbesserung der Blauempfindlichkeit des vorderseitigen Emitters wurden verschiedene Methoden für die Herstellung eines „selektiven Emitters", d.h. einer tiefe Dotierung unter den Kontaktfingern und eine flache Dotierung im Zwischenfingergebiet, entwickelt:
a) zwei Diffusionen, die tiefe Diffusion erfolgt durch eine strukturierte Maske, die flache Diffusion ganzflächig. b) transparenter Emitter: flache Diffusion, Aufoxidieren des Emitters und Strukturierung des Oxids vor einer 2. Diffusion, vgl. R. E. Schlosser, K. A. Münzer, A. Froitzheim, R. Tolle, M. G. Winstel, Manufacturing of Transparent Selective Emitter and Boron Back-Surface-Field Solar CeIIs using Screen Printing Technique, 21st Eupvsec, Dresden, 2006, 1119; c) Diffusion aus gedruckten Dotierpasten, vgl. J. Horzel, et. al., Optimsation results for an industrially applicable selective emitter process, WCPEC 2, Vienna, 1998, 1483; d) Rückätzen des Zwischenfingerbereichs nach Abdecken der Fingerpositionen mit einer ätzfesten Schicht; e) Lasereintreiben aus dem Phosphorglas, vgl. C. Carlsson, A. Esturo-Bretόn, M. Ametowobla, J. R. Köhler, J. H. Werner, Laser Doping for Selective Silicon Solar Cell Emitter, 21st Eupvsec, Dresden, 2006, 938; f) Diffusion durch eine strukturierte semitransparente Maskierschicht.
Hocheffizienzzellen lassen sich vorteilhafter auf n-Material als auf p-Material herstellen, weil dort aufgrund geringerer Einfangquerschnitte der Fremdatome für die Minoritätsladungsträger (hier: der Löcher) ihre Lebensdauer so viel länger ist, dass sich eine höhere Diffusionslänge ergibt, obwohl ihre Beweglichkeit nur etwa ein Drittel der Minoritätsladungsträger in p-Material (dort: der Elektronen) ist; vgl. D. Macdonald, LJ. Geerligs, Appl. Phys. Lett., 85 (2004), p. 4061. Zudem gibt es in n-Material keine lichtinduzierte Degradation durch Rekombination an Bor-Sauerstoff-Komplexen, wie sie in p-Material zu beobachten ist. Die bisher veröffentlichen Hocheffizienzzellen sind daher ausnahmslos auf n-Basis-Material hergestellt worden.
Unter anderem vom Fraunhofer ISE in Freiburg wurde eine Zelle auf n-Material mit einem vollflächigen legierten Aluminium-Rückseitenemitter vorgeschlagen (C. Schmiga et al, Proceedings of the 21st European Photovoltaic Solar Energy Conference, Dresden, 2006, S. 617; H. Nagel et al, Proceedings of the 21st European Photovoltaic Solar Energy Conference, Dresden, 2006, S. 1128; V. D. Mihailetschi et. al., Proceedings of the 22nd European Photovoltaic Solar Energy Conference, Mailand, 2007, S. 837), die in ihrer Struktur und Herstellungsweise der Standardzelle auf p-Material entspricht. Die Rekristallisation des flüssigen AISi-Eutektikums führt aber in n-Material zu einem p+-Emitterprofil anstatt zu einem BSF.
In einer neueren Version wird der Emitter nach Abätzen der siebgedruckten AI- Schicht und der wieder erstarrten AISi-Eutektikumsschicht mit einer großflächigen Passivierung aus a-Si : H/SiOx oder AI2O3/SiOx beschichtet. Im abschließenden Schritt wird dann diese Passivierschicht, fotolithografisch maskiert, durch Plasmaätzen bzw. HF-Dip geöffnet und durch Aufdampfen von Dünnschicht- Aluminium kontaktiert. In Verbindung mit einer optimalen, aber nicht wirtschaftlich zu realisierenden „Hocheffizienzvorderseite" (invertierte Pyramiden und aufgedampfte und mit fotolithografischer Lift-off-Technik strukturierte TiPdAg-Schichten) konnten Wirkungsgrade über 19% erreicht werden; vgl. C. Schmiga et al., 23rd European Photovoltaic Solar Energy Conference, Valencia 2008.
Rückseitenemitter-Rückseitenkontakt-Solarzellen, das sind vornehmlich Interdigitated Back Contact Zellen (IBC) mit p+-Emitter in n-Material, wie die A300-Zelle von SunPower (W. P. Mulligan, D. H. Rose, M. J. Cudzinovic, D. M. DeCeuster, K. R. Mclntosh, D. D. Smith, R. M. Swanson, Manufacture of Solar CeIIs with 21% Efficiency, Proceedings of the 19th European Photovoltaic Solar Energy Conference, Paris 2004), zeichnen sich dadurch aus, dass die Emitter- und die BSF- bzw. Basisbereiche auf der Zellenrückseite durch zwei ineinander greifende metallische Gabelstrukturen kontaktiert werden, die beide jeweils eigene, linear angeordnete lokale, d.h. durch die Passivierschicht gebohrte Kontaktpunkte untereinander verbinden; vgl. RJ. Schwartz, Review of Silicon Solar CeIIs for High Concentrations, Solar CeIIs, 6, (1982), Seite 17-38; Martin A. Green, Silicon Solar CeIIs - Advanced Principles and Practice, Centre for Photovoltaic Devices and Systems, University of New South Wales, Sidney, Australia, 1995, S. 255ff. Ähnliche Zellen sind auch aus D. Huljic et al, Development of a 21% Back-Contact Monocrystalline Silicon Solar Cell for Large- Scale Production, Proceedings of the 21st European Photovoltaic Solar Energy Conference, Dresden, 2006, S. 765 und DE 696 31 815 T2 bekannt.
Für die bekannten Konzepte erscheinen die nachfolgenden Probleme bzw. Nachteile als erwähnenswert.
Eine aufgedruckte Aluminiumschicht, die als Diffusionsquelle, Metallkontakt und Lichtspiegel wirkt, verbleibt bei den oben erläuterten Zelltypen auf der Rückseite der Solarzelle. Dadurch ergeben sich folgende Nachteile: a) Die Rekombinationsgeschwindigkeit an der metallischen Oberfläche ist naturgemäß sehr groß (ca. 106 cm/s) und kann nicht durch Passivierung verringert werden; b) die Aluminiumschicht muss im Bereich der Busbars unterbrochen werden, weil die lötfähige silberhaltige Dickschichtpaste nicht auf dem Aluminium haftet; dadurch fehlt unter den Busbars das BSF, und damit wird die offene Klemmspannung reduziert; c) der Reflexionsfaktor der Aluminium-Dickschichtmetallisierung beträgt nur ca. 70%, und daher ist die Interne Quanteneffizienz (IQE) im nahen Infrarot niedrig.
Die Einführung der PERC-Struktur verbessert zwar die Passivierung der p+- Schicht (verringert die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit) und erhöht das Reflexionsvermögen (>90%). Die Verwendung der aufgedruckten Aluminiumschicht als „Precursor" für die Herstellung des BSF in p-Material bzw. des Emitters in n-Material hat jedoch folgende Nachteile:
Das Sintern der Aluminiumpaste führt zu einer AlSi-Schmelzschicht, aus der beim Abkühlen eine mit Aluminium hochdotierte Siliziumschicht rekristallisiert. Die Rekristallisation findet von der Waferoberfläche her nach außen statt und führt zu einem AI-Dotierprofil, dessen höchster Wert einige μm unterhalb der Oberfläche liegt. Daraus resultiert eine Feldverteilung, die die in diesem Bereich der Zelle generierten Ladungsträger in die „falsche" Richtung führt. Außerdem ist die Oberflächenkonzentration des AI ist an der Oberfläche ca. 1 Zehnerpotenz unterhalb der Löslichkeitsgrenze von AI in Si von ca. l*1019 cm"3. Damit ist die Kontaktierung des Metalls auf dem Emitter schwierig, denn für ohmsche Kontakte werden > 1019 cm"3 benötigt.
Darüber hinaus ist die Entfernung der AI-Quellschicht und des entstandenen AISi- Eutektikums im Anschluss an die Diffusionssinterung sehr aufwändig, denn die siebgedruckte Quellschicht ist unnötig dick, verschmutzt also schnell die Ätzbäder und hinterlässt nach dem Abätzen eine unebene Emitteroberfläche mit vielen Grübchen. Abschließend muss dann die Oberfläche noch einmal mit KOH angeätzt werden, um alle Aluminiumreste aus der rauen Oberfläche zu entfernen; vgl. C. Schmiga et al, Proceedings of the 21st European Photovoltaic Solar Energy Conference, Dresden, 2006, S. 617.
Die bisherigen Rückseitenemitter-Rückseitenkontakt-Solarzellen haben den Nachteil, dass für die IBC-Struktur sehr große Diffusionslängen der Minoritätsladungsträger nötig sind, damit sie nicht nur von oben nach unten durch die Wafer, sondern vor allem seitlich im Wafer bis zum jeweiligen „richtigen" Kontakt diffundieren können, bevor sie rekombinieren.
Um die hohe Lebensdauer zu sichern, werden für IBC-Zellen n-Wafer mit hohem Basiswiderstand (5 - 10 Ωcm) verwendet. Damit wird aber auch der Querwiderstand höher und erzwingt einen sehr kleinen Pitch (bis hinunter zu ca. 1000 μm) und damit sehr schmale und hochohmige Finger, die zu einem hohen Serienwiderstand führen;
Bei der Zucht eines langen Einkristalls aus n-Material wird aufgrund der Segregation von Dotierelementen und der Fremdatome ein großer Widerstandsbereich zwischen „top" (10 Ωcm) und „tail" (2 Ωcm) erzeugt. Wenn nur der hochohmige Teil des Kristalls für die IBC-Hocheffizienzzellen verwendet werden kann (s. a), wäre ein großer Anteil (> 50%) nicht nutzbar.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein verbessertes Verfahren der oben genannten Art und eine insoweit weiter entwickelte Solarzelle anzugeben, die eine besonders wirtschaftliche Verfahrensführung und somit kostengünstige Herstellung ermöglichen.
Diese Aufgabe wird in ihrem Verfahrensaspekt durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 oder 2 und in ihrem Vorrichtungsaspekt durch eine Solarzelle mit den Merkmalen des Anspruchs 10 oder 11 gelöst. Zweckmäßige Fortbildungen des Erfindungsgedankens sind Gegenstand der jeweiligen abhängigen Ansprüche.
Mit der erfindungsgemäßen Lösung wird, jedenfalls in bevorzugten Ausgestaltungen, a) für beidseitig kontaktierte Standardzellen auf p-Material eine optisch und elektrisch verbesserte Rückseite mit p+-BSF ermöglicht; b) für Hocheffizienzzellen auf n-Material ein beidseitig kontaktiertes Zellkonzept möglich gemacht, für den auch der niederohmige Teil des n-Kristalls (z. B. 2 - 5 Ohm*cm) eingesetzt werden kann, weil dann die Ladungsträger nur vertikal durch den Kristall (Waferdicke < 200 μm) diffundieren müssen, um zum pn- Übergang zu gelangen; c) für beide Strukturen (a) und (b) die Passivierung der Rückseite mit lokaler Kontaktierung (PERC) ermöglicht; und d) für beide Strukturen (a) und (b) lötfähige Kontaktflächen auf der Rückseite möglich gemacht, ohne das BSF unter diesen Flächen unterbrechen zu müssen.
Ein Hauptmerkmal der Erfindung besteht darin, dass für die Ausbildung des Aluminium-Diffusionsprofils in Silizium erstmals nicht die Rekristallisation aus flüssigem Aluminium-Silizium-Eutektikum verwendet wird, sondern die Diffusion von Aluminium aus einer aluminiumhaltigen Quellschicht oder Quellschichtfolge auf der Waferoberfläche, die nicht schmilzt und die durch eine geeignete Abdeckschicht von der Außenatmosphäre abgeschirmt wird, so dass das Aluminium nur in den Wafer hinein diffundieren kann und nicht an der Oberfläche zur Luft durch Oxidation verloren geht.
Der erfindungsgemäß durch reine Aluminium-Diffusion hergestellte p+-Schicht für eine Rückseitensolarzelle erfüllt in alle Erfordernisse an eine homogene großflächige p+-Dotierung, sowohl als Emitter in n-Silizium als auch als BSF in p- Silizium.
Die Siliziumwaferoberfläche schmilzt nicht durch Kontakt mit metallischem Aluminium bei Temperaturen oberhalb der Al-Si-Eutektikumstemperatur von 577°C unter Bildung eines Aluminium-Silizium-Eutektikums auf, so dass nicht, wie beim Stand der Technik, nach Abkühlung unter diese Eutektikumstemperatur das Silizium wieder von innen nach außen rekristallisiert, wodurch die Aluminium- Konzentration von der fest gebliebenen Oberfläche des Siliziums innerhalb des Kristalls aus zur Oberfläche des Wafers hin abfallen würde; Stattdessen erreicht die Al-Oberflächenkonzentration durch die mittels der erfindungsgemäßen Quellschicht oder Quellschichtfolge und Abdeckschicht hervorgerufene eindimensionale Diffusion fast die Löslichkeitsgrenze von l*1019 cm"3 und fällt dann gemäß der theoretischen „Error Function" in das Innere des Wafers ab. Damit sind bei hinreichend guter Passivierung der Vorderseite und der Rückseite offene Klemmspannungen von >700 mV möglich.
Die gute Abdeckung des Aluminiumquellschichtsystems auf der Rückseite erlaubt es,
(a) die Vorderseite allein zu texturieren, und
(b) nach der Hochtemperaturdiffusion des Aluminium im gleichen Temperaturprozess auch die Phosphordiffusion auf der freiliegenden Vorderseite, quasi während der Abkühlphase, durchzuführen.
Der erfindungsgemäße Prozess wird beispielhaft für den Fall des p+-Emitters in n- Material anhand der schematischen Darstellungen in den Figuren 1 bis 17 beschrieben. Für die Herstellung eines P+-BSF in p-Material sind die Prozessschritte analog. Die Darstellungen sind in Form von schematischen Querschnittsdarstellungen oder Untersichten (Draufsichten auf die zweite Hauptoberfläche) gegeben und aufgrund ihrer Beschriftung in Wesentlichen selbsterklärend, so dass die nachfolgende skizzenhafte Beschreibung als Ergänzung und Kommentierung der Figuren zu verstehen ist.
Ausgangsmaterial ist ein n-dotierter Silizium-Wafer mit vollquadratischer, pseudoquadratischer oder auch Kreisform, der im ersten Prozessschritt einer standardmäßigen Sägeschadenätzung ohne Texturierung unterzogen wird (Fig. D-
Im zweiten Schritt wird die Rückseite durch Aufdampfen oder Sputtern mit der aluminiumhaltigen Quellschicht oder Quellschichtfolge beschichtet (Fig. 2). Unmittelbar anschließend wird sie mit einer für AI-Diffusion und P-Diffusion undurchlässigen Schichtfolge versiegelt, die mit einer nicht in KOH ätzbaren Schicht abschließt (dritter Schritt, Fig. 3). Im vierten Schritt kann die Vorderseite basisch, z. B. mit KOH+IPA, texturiert werden, ohne dass die Rückseite davon angegriffen wird. Die Rückseite wird sofort nach der Texturierung der Vorderseite mithilfe einer Säure von der obersten (KOH-festen) Schicht der Siegelschichtfolge befreit (Fig. 4)
Anschließend erfolgt im fünften Schritt in einem Ofen mit Inertgasatmosphäre bei Temperaturen oberhalb von 10000C die erfindungsgemäße Diffusion des Aluminiums in die Oberfläche des Siliziumwafers hinein, so dass sich ein Aluminium-Tiefenprofil mit dem prinzipiellen Verlauf einer Error Function ausbildet (Fig. 5).
Im sechsten Schritt erfolgt die Phosphordiffusion der Vorderseite, indem gemäß dem Stand der Technik bei Temperaturen zwischen 8000C und 9000C POCI3 in den Ofenraum eingelassen wird, so dass sich Phosphorsilikatglas bildet, aus dem der Phosphor in die Siliziumoberfläche eindiffundiert (Fig. 6). Besonders vorteilhaft ist die Variante, in der die beiden Diffusionsschritte 5 und 6 im selben Ofen in einem zweistufigen Temperaturprofil durchgeführt werden.
Im siebten Schritt wird die Vorderseite des Wafers wieder freigelegt, d.h. das PSG der Vorderseite wird selektiv abgeätzt (Fig. 7).
Zur Ausbildung einer selektiven Phosphordotierung auf der Vorderseite wird im achten Schritt eine Positivmaske aus ätzfestem Material in der Form des späteren Finger- und Busbarmusters vorzugsweise mit InkJet-Verfahren abgeschieden (Fig. 8).
Danach erfolgt im vorliegenden beispielhaften Prozess als neunter Schritt die kontrollierte Rückätzung des Phosphorprofils in den freigelassenen Bereichen zwischen den Maskenstreifen auf der Vorderseite, so dass die Dotiertiefe in den großen Flächen zwischen den Fingern geringer ist (bzw. der Flächenwiderstand höher ist, z. B. 80-100 Ohm/sq.) als unter den Fingern und Busbars (Flächenwiderstand z. B. 20-40 Ohm/sq.) (Fig. 9). Es gibt aber auch noch andere Prozessfolgen für die Erzeugung des vorderseitigen selektiven Phosphorprofils. Im zehnten Schritt wird die Maskenschicht gestrippt (Fig. 10) und anschließend wird im elften Schritt die Vorderseite gemäß dem Stand der Technik mit der optimalen Passivier- und Antireflexschicht bedeckt (Fig. 11).
Erst dann werden im zwölften Schritt die Abdeckschicht und die Al-haltige Quellschicht oder Quellschichtfolge auf der Rückseite abgeätzt (Fig. 12).
Im dreizehnten Schritt wird die Vorderseitenpaste, vorzugsweise die standardmäßige Silberpaste, gedruckt, getrocknet und gesintert (Fig. 13).
Nach einem kurzen HF-Dip wird im vierzehnten Schritt die Rückseite mittels PECVD, reaktives Sputtern oder Atomic Layer Deposition (ALD) mit der für p+- Oberflächen optimierten Passivierschicht bedeckt (Fig. 14).
Im fünfzehnten Schritt wird diese Passivierschicht anschließend an den Positionen der lokalen Kontakte und der Busbars durch nasschemische Ätzung (vorzugsweise durch Ätzpastendruck und Abspülen der Pastenreste) oder Trockenätzung (Plasmaätzung, Reactive Ion Etching) oder Laserablation geöffnet (Fig. 15).
Dann wird im vorletzten, sechzehnten Schritt die gesamte Rückseite mit aluminiumhaltiger Dünnschichtmetallisierung versehen (Fig. 16), auf die im letzten, dem siebzehnten Schritt eine silberhaltige Dickschichtstruktur gedruckt wird, die die Lötflächen und optional die einzelnen lokalen Kontaktflächen bedeckt (Fig. 17). Diese Paste wird als Niedertemperaturpaste ausgewählt, die bei Temperaturen unterhalb 6000C vollständig aussintert, weil Temperaturen von >600°C für die freiliegende Aluminium-haltige Rückseitenmetallisierung schädlich wäre. Andererseits bildet sich bei 566°C ein Aluminium-Silber-Eutektikum, das eine optimale Verbindung der Dickschicht mit der Dünnschicht herstellt. Die Geometrie der Silberschicht auf der AI-Metallisierung ist frei wählbar. Sie kann durchgehende Busbars erzeugen oder kurze Abschnitte einer Silberbahn herstellen, auf die die Verbindungselemente bei der Modulintegration punktuell aufgelötet werden. In einer anderen Variante des Prozesses könnte für die beiden Siebdruckschritte (Vorderseite, Fig. 13, und Rückseite, Fig. 17) die gleiche Paste unmittelbar nach einander auf Vorderseite und auf die Rückseite gedruckt und getrocknet werden, so dass sie im Co-Firing, wie im heutigen Standardprozess, gesintert werden könnte. In diesem Fall müsste auch auf der Vorderseite die Niedertemperaturpaste (<600°C) verwendet werden, die dann durch die Vorderseitenpassivierung durchfeuern und die Vorderseite hinreichend gut kontaktieren können müsste.
Die Ausführung der Erfindung ist nicht auf dieses Beispiel beschränkt, sondern ebenso in einer Vielzahl von Abwandlungen möglich, die im Rahmen fachgemäßen Handelns liegen.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung einer Solarzelle aus einem n-dotierten Halbleitersubstrat, insbesondere aus Silizium, das eine im Gebrauchszustand als Lichteinfallsseite dienende erste Hauptoberfläche und eine als Rückseite dienende zweite Hauptoberfläche hat, mit einem in der ersten Hauptoberfläche ausgebildeten n+-Bereich, Front Surface Field, und einem in der zweiten Hauptoberfläche durch Dotierung mit Aluminium ausgebildeten p+-Emitter, wobei die Dotierung mit Aluminium durch Diffusion des Aluminiums aus einer auf die zweite Hauptoberfläche aufgebrachten aluminiumhaltigen Quellschicht ausgeführt wird derart, dass das AI-Konzentrationsprofil von der zweiten Hauptoberfläche ausgehend in das Halbleitersubstrat hinein im Wesentlichen einen Verlauf hat, bei dem die höchste AI-Konzentration an der oder unmittelbar benachbart zur zweiten Hauptoberfläche vorliegt.
2. Verfahren zur Herstellung einer Solarzelle aus einem p-dotierten Halbleitersubstrat, insbesondere aus Silizium, das eine im Gebrauchszustand als Lichteinfallsseite dienende erste Hauptoberfläche und eine als Rückseite dienende zweite Hauptoberfläche hat, mit einem in der ersten Hauptoberfläche ausgebildeten n+-Emitterbereich und einem in der zweiten Hauptoberfläche durch Dotierung mit Aluminium hergestelltem p+-Bereich, Back Surface Field, wobei die Dotierung mit Aluminium durch Diffusion des Aluminiums aus einer auf die zweite Hauptoberfläche aufgebrachten aluminiumhaltigen Quellschicht ausgeführt wird derart, dass das AI-Konzentrationsprofil von der zweiten Hauptoberfläche ausgehend in das Halbleitersubstrat hinein im Wesentlichen einen Verlauf hat, bei dem die höchste AI-Konzentration an der oder unmittelbar benachbart zur zweiten Hauptoberfläche vorliegt.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei auf der ersten Hauptoberfläche eine dielektrische Passivierschicht und/oder Antireflexschicht abgeschieden und sie durch Aufbringen, insbesondere Siebdruck oder Tintenstrahl- oder Aerosoldruck, einer fingerartigen Kontaktstruktur mit anschließender chemischer oder galvanischer Verstärkung zu einer Solarzellenvorderseite ausgebildet wird.
4. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei der oder jeder n+-Bereich bzw. der n+-Emitter durch Eindiffusion von Phosphor aus einer Precursorschicht oder aus einer POCI3-Gasphase gebildet wird.
5. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei die Quellschicht oder eine Folge von Quellschichten durch, gegebenenfalls sequentiell ausgeführte, Vakuum- bzw. Gasphasen-Abscheidung, insbesondere Aufdampfen oder Sputtern, ohne zwischenzeitliche Unterbrechung der Vakuum- bzw. Gasphasen-Atmosphäre erzeugt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 5, wobei eine Abdeckschicht der Quellschicht oder letzten Quellschicht im gleichen Vakuum- bzw. Gasphasen-Prozess wie die Quellschicht ohne Unterbrechung der Vakuum- bzw. Gasphasen-Atmosphäre erzeugt wird.
7. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei die zweite Hauptoberfläche in einem weiteren Vakuum- bzw. Gaspha- sen-Abscheidungsprozess großflächig mit einer dünnen Metallschicht bedeckt wird, nachdem die oder jede Al-haltige Quellschicht und eine gegebenenfalls vorhandene Abdeckschicht oder Abdeckschichtfolge abgeätzt wurden.
8. Verfahren nach Anspruch 7, wobei vor dem Abscheiden der dünnen Metallschicht eine dielektrische Passi- vierschicht abgeschieden und vor dem Abscheiden der Metallschicht lokal mit Öffnungen versehen wird, durch die hindurch beim anschließenden Abscheiden der Metallschicht die zweite Hauptoberfläche lokal kontaktiert wird.
9. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei die n+-Dotierung der ersten Hauptoberfläche in einer Abkühlphase des Schrittes der p+-Dotierung der zweiten Hauptoberfläche ausgeführt wird.
10. Solarzelle mit einem n-dotierten Halbleitersubstrat insbesondere aus Silizium, das eine im Gebrauchszustand als Lichteinfallsseite dienende erste Hauptoberfläche und eine als Rückseite dienende zweite Hauptoberfläche hat, einem in der ersten Hauptoberfläche vorgesehen n+-Bereich, Front Surface Field, und einem in der zweiten Hauptoberfläche vorgesehenen p+-
Emitterbereich, wobei der p+-Emitterbereich derart AI-dotiert ist, dass das
AI-Konzentrationsprofil von der zweiten Hauptoberfläche ausgehend in das
Halbleitersubstrat hinein im Wesentlichen einen Verlauf hat, bei dem die höchste AI-Konzentration an der oder unmittelbar benachbart zur zweiten
Hauptoberfläche vorliegt.
11. Solarzelle mit einem p-dotierten Halbleitersubstrat, insbesondere aus Silizium, das eine im Gebrauchszustand als Lichteinfallsseite dienende erste Hauptoberfläche und eine als Rückseite dienende zweite Hauptoberfläche hat, einem in der ersten Hauptoberfläche vorgesehenen n+-Emitterbereich und einem in der zweiten Hauptoberfläche vorgesehenen p+-Bereich, Back Surface Field, wobei der p+-Bereich derart AI-dotiert ist, dass das AI-Konzentrationsprofil von der zweiten Hauptoberfläche ausgehend in das Halbleitersubstrat hinein im Wesentlichen einen Verlauf hat, bei dem die höchste AI-Konzentration an der oder unmittelbar benachbart zur zweiten Hauptoberfläche vorliegt.
12. Solarzelle nach Anspruch 10 oder 11, wobei auf der ersten Hauptoberfläche eine Passivierschicht und/oder Antire- flexschicht und eine fingerartige, insbesondere silberhaltige, Kontaktstruktur zur Kontaktierung der ggf. selektiv tiefer dotierten n+-Bereiche und auf der zweiten Hauptoberfläche eine großflächige Metall-Dünnschicht zur Kontaktierung der p+-Bereiche vorgesehen sind.
13. Solarzelle nach Anspruch 12, wobei die Metall-Dünnschicht auf der zweiten Hauptfläche überwiegend aus Aluminium besteht.
14. Solarzelle nach Anspruch 12 oder 13, wobei zwischen der zweiten Hauptoberfläche und der Metall-Dünnschicht eine dielektrische Passivierungsschicht vorgesehen ist, welche Ausnehmungen aufweist, durch die die Metall-Dünnschicht die zweite Hauptoberfläche zum elektrischen Anschluss der p+-Bereiche kontaktiert.
15. Solarzelle nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die zweite Hauptfläche lötfähige Busbars oder Busbar-Abschnitte aus einer vorwiegend silber-haltigen Paste aufweist, die auf die Aluminium- Dünnschicht gedruckt wird und bei Temperaturen unterhalb von 6000C gesintert wird.
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