JP2001168354A - 非晶質薄膜太陽電池 - Google Patents
非晶質薄膜太陽電池Info
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Abstract
を有するｐｉｎ型非晶質薄膜太陽電池において、光照射
後の劣化を特性抑制し、効率の向上を図る。 【解決手段】μc-Siのｐ層６と非晶質シリコンゲルマニ
ウム（a-SiGe）のｉ層４との間に、ｐ層６よりバンドギ
ャップが広く、ｐ型で低不純物濃度の例えば非晶質シリ
コン（a-Si）のｐ／ｉ界面層５を挟む。
Description
膜を主材料としたｐｉｎ接合構造を有する非晶質薄膜太
陽電池に関する。
の非晶質シリコン系膜を主材料としたｐｉｎ接合構造を
有する非晶質薄膜太陽電池は、薄膜、低温プロセス、大
面積化が容易という特長から低コスト太陽電池の本命と
して開発が進められている。ｐｉｎ接合タイプのa-Si太
陽電池のｐ層材料として、微結晶相を含んだ非晶質シリ
コン（以下μc-Siと記す）が考えられる。μc-Siは、微
結晶相と非晶質相との２つの相をもつため厳密なバンド
ギャップは定義できない。しかし、波長３００〜８００
nmの光に対する吸収係数は、通常ｐ層として用いられる
非晶質シリコンカーバイド（以下a-SiCと記す）と同等
以下である。そのため、ｐ層として適用した場合、光吸
収ロスが小さく短絡電流（以下Jsc と記す）を増加させ
ることができる。
（以下Vocと記す）を向上させることも可能となる。概
して言えば、比較的低温で製膜した水素を多く含んだ結
晶分率の比較的低いμc-Siを適用すると、Vocは向上す
る。このVocが向上する理由としては、以下の二つが考
えられている。 低抵抗な微結晶粒のｐ層がｉ層と点接触するため、全
面で接触する場合に比べて、実効的なｐ／ｉ界面の面積
が大幅に減少する。その結果として再結合電流が減少す
る。
eV程度と非常に小さいことが一因となる。この場合、バ
ンドギャップが１．１eVの完全な結晶シリコン（以下c-
Siと記す）であれば拡散電位は小さいが、μc-Siを構成
する非晶質相の影響で実効的なバンドギャップが広くな
って、μc-Siでは拡散電位が増大する。
すると、a-SiCや非晶質シリコンオキサイド（以下a-SiO
と記す）を適用した場合に比べて、上記の理由で太陽電
池の初期効率が向上する反面、光照射後の劣化が大きい
という問題がある。具体的には、光照射に伴って直列抵
抗成分（以下Rsと記す）が通常よりも大幅に増加し、曲
線因子（以下FFと記す）が低下する現象として現れる。
そして、その影響でμc-Si層をｐ層に適用した太陽電池
の光照射後の効率は、a-SiCやa-SiOを適用した場合に比
べて低かった。
率が高く、しかも光照射後の光劣化が少ない、すなわち
光照射後の効率が高い非晶質太陽電池を提供することに
ある。
発明は、非晶質薄膜からなるｐ型半導体層、実質的に真
性なｉ型半導体層、ｎ型半導体層を積層したｐｉｎ接合
を少なくとも一つ有する非晶質薄膜太陽電池において、
少なくともその一つの接合のｐ型半導体層あるいはｎ型
半導体層が微結晶相を含む非晶質シリコン系膜（μc-Si
系膜）からなり、その微結晶相を含む半導体層と非晶質
シリコン系膜（a-Si系膜）からなるｉ型半導体層との接
合界面において、バンドギャップがｉ型半導体層よりも
広く、かつ、微結晶相を含む非晶質シリコン系膜（μc-
Si系膜）と同一導電型の不純物を低濃度添加した非晶質
シリコン系膜（a-Si系膜）からなる界面半導体層が介在
するものとする。
相を含むとき、ｐ型半導体層とｉ型半導体層との間に、
低濃度のｐ型の非晶質半導体層を挟むことにより、光照
射後の効率（以下Eff と記す）等を従来より向上させる
ことができる。その考えられる機構は、後述の発明の実
施の形態の項目で詳しく説明しているが、適量の不純物
を加えたｐ／ｉ界面層を挟むと、ｐ／ｉ界面層に生じる
内部電界が弱くなって電圧ロスが小さくなり、その結
果、拡散電位が増加してEff が向上するのである。
界面近傍から成長していることが重要である。微結晶相
を含む非晶質シリコン系膜（μc-Si系膜）の製膜条件に
よって、製膜の初期に薄い微結晶相を含まない遷移層が
形成されることがある。この層が存在すると、吸収係数
の増大やVocの低下といった悪影響を及ぼす。
ム（a-SiGe）であるとき、界面半導体層の膜中不純物量
が３×１０17〜８×１０19cm-3であるとき、界面半導体
層が非晶質シリコン（a-Si）であるときに効果がもたら
されることは、実施例で実証されている。
実施の形態を説明する。 〔実施例１〕先ず、非晶質シリコンゲルマニウム（以下
a-SiGeと記す）を主体とするシングルセルの試作実験に
ついて述べる。太陽電池は面積１cm2 の小面積太陽電池
で、ガラス基板上に試作した。
の製造工程を説明する。基板１には面積１cm2 のガラス
板を用いた。基板１上に、金属電極２としてスパッタリ
ング法により膜厚１００〜２００nm の銀（Ag）膜を製
膜した。その後、プラズマＣＶＤ法によりa-Si系膜３〜
６の製膜を行なった。まず、基板温度２００〜２５０℃
で膜厚１０〜２０nmのa-Siのｎ層３を製膜し、次いでモ
ノシラン（以下SiH4と記す）およびゲルマン（以下GeH4
と記す）を主ガス、水素（以下H2と記す）を希釈ガスと
して、膜厚１００〜１５０nmのa-Si0. 7Ge0.3からなるｉ
層４を製膜した。
てSiH4を主ガス、H2を希釈ガス、ジボラン（以下B2H6と
記す）をドーピングガスとして、膜厚８〜１６nmのｐ／
ｉ界面層５を製膜した。B2H6のドーピング量はB2H6/SiH
4=５０ppmを中心として、上下に振って実験した。更
に、基板温度を８５℃としてSiH4を主ガス、H2を希釈ガ
ス、B2H6をドーピングガスとして、μc-Siからなる膜厚
１０〜２０nmのｐ層６を製膜した。このときの水素希釈
度（H2/SiH4）は２００倍とし、ドーピング量はB2H6/Si
H4=０．５％とした。このときのほう素の濃度は、約５
×１０20原子/cm3である。
厚さ１０nm程度の微結晶を含まないa-Siの初期遷移層が
形成されることがある。この初期遷移層はあくまでもa-
Siの膜なので、存在すると吸収係数の増大やVoc低下と
いった悪影響を及ぼすことになる。そしてこの初期遷移
層の有無は、断面ＴＥＭ観察により確認できる。その観
察によると、初期遷移層は基板温度に大きく依存し、基
板温度１５０℃以上の製膜では遷移層が形成されるが、
基板温度１２０℃以下であれば初期遷移層が存在せず、
界面層からμc-Siが形成されることがわかった。
移層が存在しない。実際に断面ＴＥＭ観察により確認し
た。ラマンスペクトルから導出した微結晶相の含有率
は、８０〜９０% である。μc-Siのｐ層６の製膜後、ス
パッタリング法により透明電極１１となる厚さ６０〜８
０nmの酸化インジウム、錫（以下ITOと記す）を形成し
た。
a-SiOのものも作製した。そして、それぞれ、ｐ／ｉ界
面層５へのほう素添加量とセル特性の関係を調べた。セ
ル特性は、タンデムセルのボトム側に適用することを想
定して、光源にソーラーシミュレーター（スペクトル：
AM１．５、照射光強度：１００mW/cm2）を用いて赤色フ
ィルター（カットオン波長６５０nm）光下で測定した。
また、５５０時間の連続光照射をメタルハライドランプ
光下（照射光強度：１００mW/cm2、セル温度：５０℃、
開放状態）で行ない、途中何度かセル特性の測定を行な
った。
／ｉ界面層へのほう素添加量とセル特性との関係を示す
特性図である。縦軸はセル特性［Rs、Eff 、FF、短絡電
流（以下Jsc と記す）、Voc ］、横軸はほう素添加量、
パラメータは光照射時間である。ほう素無添加（０ppm
）の場合、光照射に伴うRsの増大が極めて大きい。そ
れに対応して、光照射５５０時間後のFFは、０．６５か
ら０．５４４と小さくなった。
Rsの増大分が減少し、これに対応してFFが増加する。そ
の結果、Eff が向上している。ほう素添加量が２００pm
を越えると、Voc 、Jsc 、FFともに次第に低下して、光
照射後のEff も減少傾向に転じる。これらの特性低下
は、a-Siの界面層がほう素添加量の増加によって、デッ
ドレイヤー化するため引き起こされたと考えられる。
う素添加量（B2H6/SiH4 ）が５０ppmのときに最高値
２．６３% となった。また、ほう素添加量（B2H6/SiH
4 ）が２〜５００ppm の範囲内であれば、無添加の場合
に比べてEff が高くなっており、ほう素添加が有効であ
るといえる。尚、ほう素添加量の絶対値として重要なの
は、ガス組成でなく、あくまでも膜中ほう素含有量であ
る。上記の有効範囲は膜中ほう素含有量に換算すると、
３×１０17〜８×１０19原子/cm3に相当する。
におけるｐ／ｉ界面層へのほう素添加量とセル特性の関
係を示す特性図である。ｐ層にμc-Siを適用した場合と
全く異なり、ほう素添加量B2H6/SiH4＝０〜２００ppmの
範囲でセル特性に余り変化が見られなかった。個々の特
性では多少の影響が見られるが、総合したEff としては
殆ど変化していない。
面層へのほう素添加は、μc-Siのｐ層と組み合わせたと
き初めて効果を発揮するものであることがわかる。さら
に、ほう素添加量には最適値があり、膜中ほう素を３×
１０17〜８×１０19原子/cm3とすることが最も有効であ
ることが分かった。ここで、本実施例で特性が改善され
た理由を調べるため、前述の光照射試験後のa-SiGeシン
グルセルの評価を行なった。評価したセルは以下に示す
三種であり、セルＡ、Ｂ、Ｃと名づける。
H4= ５０ppm) セルＢ--- ｐ層(μc-Si)／界面層(ほう素無添加) セルＣ--- ｐ層(a-SiO)／界面層(ほう素無添加) まず、３つのセルのダークI-V（電流−電圧）特性を評
価した。結果を図５に示す。横軸は印加電圧Ｖ、縦軸は
ダーク電流密度Ｊである。大電流領域（１００mW/cm2）
の傾きから求まる単純抵抗成分は、三者とも１．８〜
２．２Ωの範囲にあり、顕著な差が見られなかった。こ
のことから、セルＢの光照射に伴うRsの著しい増加は、
例えば比抵抗の変化等の単純抵抗の増加によるものでは
ないと考えられる。
単色光に対する光電流のバイアス依存性を示す特性図で
ある。縦軸は−１V印加時で規格化した収集効率であ
る。この結果から、セルＢのバイアス依存性が他の二つ
のセルに比べて明らかに悪いことがわかる。従ってセル
Ｂの光照射に伴うRsの著しい増加やFFの低下はこの影響
によると考えられる。さらに、Back Surface Reflected
Electroabsorption法により測定したセルＡ、Ｂ、Ｃの
拡散電位は、それぞれ、０．７６、０．７２、０．７５
であり、セルＢの拡散電位が低い。このセルＢの低い拡
散電位のためにバイアス依存性が悪くなったと考えられ
る。
れた理由については次の機構によると考えられる。μc-
Siのｐ層を適用すると、a-SiOを適用した場合に比べ
て、何らかの理由で光照射後のｐ／ｉ界面層での電圧ロ
スが大きくなり、拡散電位が低下する。しかし、適量の
ほう素をｐ／ｉ界面層に添加することで、ｐ／ｉ界面層
に生じる内部電界が弱くなって電圧ロスが小さくなる。
この効果が大きく、拡散電位が増加して変換効率が向上
する。
ら、界面層を挟むのは必ずしもｐ／ｉ界面でなければな
らない訳ではなく、ｎ／ｉ界面であっても良いと考えら
れる。また、実験を重ねて、ｉ層４のa-SiGeは、a-Si
1-x Gex のｘ＝０．０５〜０．６の範囲で有効であるこ
とがわかった。 〔実施例２〕次に、a-Si/a-SiGe構造のタンデム型太陽
電池のボトムセル（a-SiGe）のｐ層にμc-Siを適用した
場合につき述べる。図１は、a-Si/a-SiGeタンデムセル
の構造を示す断面図である。
を用いアパーチャー面積３０００cm 2の大面積太陽電池
（直列段数１５２）を試作した。以下、ボトムセル（a-
SiGe）については実施例１のa-SiGeセルとほぼ同様とし
たので詳しい説明を省略する。但し、第１界面層５のB2
H6のドーピング量は、前述の実験をもとにB2H6/SiH4=５
０ppmとした。
を１５〜２０nmとしたμc-Si/a-SiO構造の第二ｎ層７を
製膜した。その後、膜厚１５０〜２００nmのa-Siの第二
ｉ層８、膜厚１０〜２０nmのa-SiOの第二界面層９と膜
厚５〜２０nmの第二ｐ層１０を順次製膜し、最後にスパ
ッタリング法により透明電極１１として膜厚６０〜８０
nmのITOを形成した。
ため第一界面層／第一ｐ層構造が異なる３つの太陽電池
を試作した。内訳は表１に示すとおり、第一界面層５を
ほう素無添加とした従来例１と、第一ｐ層６をa-SiO/μ
c-Si構造とした参考例１、２とである。参考例の二つの
場合、ｐ層として機能しているのは主にa-SiOであり、
μc-Siはオーミック接触をとるために設けた。
照射の前後でセル特性をソーラーシミュレーター光下
（スペクトル：AM１．５、照射光強度：１００mW/cm2、
セル温度：２５℃）で測定した。尚、連続光照射はメタ
ルハライドランプを用い、照射光強度１００mW/cm2、セ
ル温度５０℃、開放状態でおこなった。
たが、非常に興味深いものとなった。本実施例と従来例
１とは同じμc-Siのｐ層を用いているが、光照射後のFF
とRsに大きな違いが現れた。すなわち、従来例１では光
照射に伴ってRsが著しく増加し、これに対応してFFが大
きく低下しているのに対し、本実施例２の光照射後の特
性は劣化が少なく、非常に良好になっている。すなわ
ち、ｐ層にμc-Siを適用した場合、界面層へのほう素添
加が特性を大きく左右するポイントとなる。
に、ｐ層にa-SiOを適用した場合はほう素添加によって
特性がほとんど変わっていない。従って、界面層へのほ
う素添加はμc-Siのｐ層と組み合わせて初めて効果を発
揮するものであり、これまで報告されていない全く新し
い効果である。結果的に本発明を適用することにより、
最適負荷条件での最大出力（Pmax）は従来例と比較して
１．０５倍、参考例１、２と比較しても１．０３倍に向
上した。この結果は、前記の実施例１と良く対応する結
果となった。
サブストレート型の太陽電池のｐ層／界面層構造につい
て述べた。しかしながら、ガラス基板等の透光性基板を
用いた場合もμc-Siを適用すると同様な現象がみられて
おり、本発明は有効である。
ｉｎ型非晶質薄膜太陽電池のｐ型半導体層あるいはｎ型
半導体層が微結晶相を含むμc-Siであり、そのμc-Siの
層とa-Si系膜からなるｉ層との接合界面に、バンドギャ
ップがｉ層よりも広く、かつ、μc-Siの層と同一導電型
の不純物を低濃度添加したa-Si系膜からなる界面層を介
在させることによって、界面層での電圧ロスを抑制で
き、拡散電位を向上させることができる。これによっ
て、従来μc-Siをｐ層に適用したときに問題となってい
た長時間光照射によるRsの著しい増加やFFの低下が大幅
に改善され、その結果、光照射後のEff を大幅に改善す
ることが可能となる。
期の使用に関して極めて重要、かつ有用な発明である。
ムセル）の断面図
ルセル）の断面図
ｐ／ｉ界面層へのほう素添加量とセル特性との関係を示
す特性図
ｐ／ｉ界面層へのほう素添加量とセル特性との関係を示
す特性図
するフォトカレントのバイアス依存性を示す特性図
Claims (5)
- 【請求項１】非晶質薄膜からなるｐ型半導体層、実質的
に真性なｉ型半導体層、ｎ型半導体層を積層したｐｉｎ
接合を少なくとも一つ有する非晶質薄膜太陽電池におい
て、少なくとも一つのｐｉｎ接合のｐ型半導体層あるい
はｎ型半導体層が微結晶相を含む非晶質シリコン系膜か
らなり、その微結晶相を含む非晶質半導体層と非晶質シ
リコン系膜からなるｉ型半導体層との接合界面におい
て、バンドギャップがｉ型半導体層よりも広く、かつ、
微結晶相を含む非晶質シリコン系膜と同一導電型の不純
物を低濃度添加した非晶質シリコン系膜からなる界面半
導体層が介在することを特徴とする非晶質薄膜太陽電
池。 - 【請求項２】微結晶相を含む半導体層の微結晶シリコン
が界面半導体層との界面近傍から成長していることを特
徴とする請求項１に記載の非晶質薄膜太陽電池。 - 【請求項３】ｉ層が非晶質シリコンゲルマニウムである
ことを特徴とする請求項１または２に記載の非晶質薄膜
太陽電池。 - 【請求項４】界面半導体層の膜中不純物量が３×１０17
〜８×１０19cm-3の範囲にあることを特徴とする請求項
１ないし３のいずれかに記載の非晶質薄膜太陽電池。 - 【請求項５】界面半導体層が非晶質シリコンであること
を特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の非晶
質薄膜太陽電池。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34620699A JP4253966B2 (ja) | 1999-12-06 | 1999-12-06 | 非晶質薄膜太陽電池 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34620699A JP4253966B2 (ja) | 1999-12-06 | 1999-12-06 | 非晶質薄膜太陽電池 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001168354A true JP2001168354A (ja) | 2001-06-22 |
| JP4253966B2 JP4253966B2 (ja) | 2009-04-15 |
Family
ID=18381839
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34620699A Expired - Lifetime JP4253966B2 (ja) | 1999-12-06 | 1999-12-06 | 非晶質薄膜太陽電池 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4253966B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE112009000498T5 (de) | 2008-03-07 | 2011-02-24 | National University Corporation Tohoku University, Sendai | Photoelektrische Wandlerelementstruktur und Solarzelle |
| EP2541614A4 (en) * | 2010-02-24 | 2015-11-04 | Kaneka Corp | THIN-FILM PHOTOELECTRIC CONVERSION DEVICE AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME |
| JP2023031278A (ja) * | 2021-08-23 | 2023-03-08 | レイナジー テック インコーポレイション | フォトダイオードの構造 |
-
1999
- 1999-12-06 JP JP34620699A patent/JP4253966B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE112009000498T5 (de) | 2008-03-07 | 2011-02-24 | National University Corporation Tohoku University, Sendai | Photoelektrische Wandlerelementstruktur und Solarzelle |
| EP2541614A4 (en) * | 2010-02-24 | 2015-11-04 | Kaneka Corp | THIN-FILM PHOTOELECTRIC CONVERSION DEVICE AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME |
| JP2023031278A (ja) * | 2021-08-23 | 2023-03-08 | レイナジー テック インコーポレイション | フォトダイオードの構造 |
| JP7530938B2 (ja) | 2021-08-23 | 2024-08-08 | レイナジー テック インコーポレイション | フォトダイオードの構造 |
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|---|---|
| JP4253966B2 (ja) | 2009-04-15 |
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