JP2533639B2 - Ｐ形炭素添加非晶質シリコンの生成方法 - Google Patents
Ｐ形炭素添加非晶質シリコンの生成方法Info
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- Y10S438/00—Semiconductor device manufacturing: process
- Y10S438/931—Silicon carbide semiconductor
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、ｐ−ｉ−ｎ形非晶質シリコン太陽電池の窓
層、すなわち光入射側の層の材料として用いられる硼素
をドープしたｐ形の炭素添加非晶質シリコン（以下ａ−
SiC:Hと記す）の生成方法に関する。
層、すなわち光入射側の層の材料として用いられる硼素
をドープしたｐ形の炭素添加非晶質シリコン（以下ａ−
SiC:Hと記す）の生成方法に関する。
ｐ−ｉ−ｎ形非晶質シリコン太陽電池の窓層の材料と
してａ−SiC:Hの薄膜を用いることは、非晶質シリコン
太陽電池の光電変換効率向上に大きく寄与してきた。例
えば第２図に示すように、ガラス基板21上に、酸化錫
（SnO2）薄膜22、ｐ形のａ−SiC:H層23、ｉ質の水素化
非晶質シリコン（以下ａ−Si:Hと記す）層24、ｎ形のａ
−Si:H層25およびアルミニウム電極26を積層した構造を
もつ非晶質シリコン太陽電池に光27が入射したとき、大
和田らか雑誌「ジャーナル・オブ・アプライド・フィジ
ックス（Journal of Applied Physics）」第53巻（1982
年）5273〜5281頁に発表したところによれば第３図に示
す特性を示す。このような太陽電池の酸化錫薄膜22は真
空蒸着法または熱CVD法で形成し、アルミニウム電極26
は真空蒸着法またはスパッタリング法により形成する。
ａ−Si:H層は、モノシランガス（SiH4）を、グロー放電
により分解する、いわゆるプラズマCVD法により形成す
る。この時の基板温度は、250℃程度である なお、ｎ形ａ−Si:H層25形成時には、フォスフィンガ
ス（PH3）を、モノシランガスに対する流量比で、１％
程度混合する。また、ｐ形ａ−Si:H層23形成時には、メ
タンガス（CH4）およびジボランガス（B2H6）を混合す
る。
してａ−SiC:Hの薄膜を用いることは、非晶質シリコン
太陽電池の光電変換効率向上に大きく寄与してきた。例
えば第２図に示すように、ガラス基板21上に、酸化錫
（SnO2）薄膜22、ｐ形のａ−SiC:H層23、ｉ質の水素化
非晶質シリコン（以下ａ−Si:Hと記す）層24、ｎ形のａ
−Si:H層25およびアルミニウム電極26を積層した構造を
もつ非晶質シリコン太陽電池に光27が入射したとき、大
和田らか雑誌「ジャーナル・オブ・アプライド・フィジ
ックス（Journal of Applied Physics）」第53巻（1982
年）5273〜5281頁に発表したところによれば第３図に示
す特性を示す。このような太陽電池の酸化錫薄膜22は真
空蒸着法または熱CVD法で形成し、アルミニウム電極26
は真空蒸着法またはスパッタリング法により形成する。
ａ−Si:H層は、モノシランガス（SiH4）を、グロー放電
により分解する、いわゆるプラズマCVD法により形成す
る。この時の基板温度は、250℃程度である なお、ｎ形ａ−Si:H層25形成時には、フォスフィンガ
ス（PH3）を、モノシランガスに対する流量比で、１％
程度混合する。また、ｐ形ａ−Si:H層23形成時には、メ
タンガス（CH4）およびジボランガス（B2H6）を混合す
る。
このような太陽電池に、ガラス基板21側から光27が入
射すると、ｐ−ｉ−ｎ接合の光起電力効果により、ｐ側
の酸化錫電極22に正、ｎ側のアルミニウム電極26に負の
電位を生じる。第３図には、100mw/cm2強度の太陽光照
射下での、発電特性が示されている。黒丸で示されてい
るのは、出力電流密度と出力電圧の積、つまり太陽電池
1cm2当たりの出力電力が最大となる点であり、この点で
の出力電力を一般的に太陽電池の出力と呼び、その入射
光量に対する割合を変換効率と呼んでいる。
射すると、ｐ−ｉ−ｎ接合の光起電力効果により、ｐ側
の酸化錫電極22に正、ｎ側のアルミニウム電極26に負の
電位を生じる。第３図には、100mw/cm2強度の太陽光照
射下での、発電特性が示されている。黒丸で示されてい
るのは、出力電流密度と出力電圧の積、つまり太陽電池
1cm2当たりの出力電力が最大となる点であり、この点で
の出力電力を一般的に太陽電池の出力と呼び、その入射
光量に対する割合を変換効率と呼んでいる。
このような非晶質太陽電池では、光電変換作用は、ｉ
層にしかないため、ｐ層の光透過率を高くし、できるだ
け多くの光がｉ層まで到達できるようにすることが、出
力を増加させる上で重要である。そのためには、ｐ層の
光学吸収係数を低くしなければならない。ｐ層の光学吸
収係数αは、バンドギャップEg（単位：電子ボルト）を
用いて、次式より計算される。
層にしかないため、ｐ層の光透過率を高くし、できるだ
け多くの光がｉ層まで到達できるようにすることが、出
力を増加させる上で重要である。そのためには、ｐ層の
光学吸収係数を低くしなければならない。ｐ層の光学吸
収係数αは、バンドギャップEg（単位：電子ボルト）を
用いて、次式より計算される。
α＝B2（Ｅ−Eg）2/E（ただしＥ＜Eg） ここで、B2は定数、Ｅは光エネルギ（単位：電子ボル
ト）を示す。上式より、吸収係数を低くするためには、
Egを大きくすればよいことがわかる。
ト）を示す。上式より、吸収係数を低くするためには、
Egを大きくすればよいことがわかる。
前出の雑誌の中で、大和田らは、ｐ層としてバンドギャ
ップがａ−Si:Hより大きなａ−SiC:Hを使用することに
よって、従来５〜６％であった非晶質太陽電池の変換効
率が８％程度まで向上することを報告している。
ップがａ−Si:Hより大きなａ−SiC:Hを使用することに
よって、従来５〜６％であった非晶質太陽電池の変換効
率が８％程度まで向上することを報告している。
第４図は、前出の雑誌の中で報告されている、非晶質
形ａ−SiC:H膜の光伝導度のバンドギャップに対する依
存性をプロットし直したものである。前述のように、バ
ンドギャップが高い程ｐ層の光透過率は高くなるが、同
時に、光照射下での電気伝導度（光伝導度）が低くなる
ため、太陽電池の直列抵抗成分が増加する。ｐ層の厚さ
は通常、10-6cm（10nm）程度であり、その光伝導度が10
-6S/cmである。この光伝導度の値は面積1cm2の太陽電池
については１Ωの直列抵抗成分の増加をもたらすので、
ｐ層に許容される最低の光伝導度である。従って、第４
図から分かるように、10-6S/cm以上の光伝導度を得るた
めにバンドギャップが2.0電子ボルト以上に高められ
た、透光性が優れたａ−si:H膜を、ｐ−ｉ−ｎ形非晶質
シリコン太陽電池のｐ形窓層として供給できないという
問題があった。
形ａ−SiC:H膜の光伝導度のバンドギャップに対する依
存性をプロットし直したものである。前述のように、バ
ンドギャップが高い程ｐ層の光透過率は高くなるが、同
時に、光照射下での電気伝導度（光伝導度）が低くなる
ため、太陽電池の直列抵抗成分が増加する。ｐ層の厚さ
は通常、10-6cm（10nm）程度であり、その光伝導度が10
-6S/cmである。この光伝導度の値は面積1cm2の太陽電池
については１Ωの直列抵抗成分の増加をもたらすので、
ｐ層に許容される最低の光伝導度である。従って、第４
図から分かるように、10-6S/cm以上の光伝導度を得るた
めにバンドギャップが2.0電子ボルト以上に高められ
た、透光性が優れたａ−si:H膜を、ｐ−ｉ−ｎ形非晶質
シリコン太陽電池のｐ形窓層として供給できないという
問題があった。
本発明の目的は、上記の問題を解決し、従来の方法で
生成したｐ形ａ−SiC:H膜より高い光伝導度を有し、バ
ンドギャップをさらに高めて変換効率の向上とした非晶
質シリコン太陽電池の窓層として用いることのできるｐ
形ａ−SiC:Hの生成方法を提供することにある。
生成したｐ形ａ−SiC:H膜より高い光伝導度を有し、バ
ンドギャップをさらに高めて変換効率の向上とした非晶
質シリコン太陽電池の窓層として用いることのできるｐ
形ａ−SiC:Hの生成方法を提供することにある。
上記の目的達成決のために、シリコン化合物と炭化水
素あるいは炭化弗素と硼素化合物とを成分とするガスを
水素ガスにより希釈してなる原料ガスをグロー放電によ
り分解してｐ形ａ−SiC:Hを生成する際に、水素ガスの
量をシリコン化合物量の100倍以上とし、硼素化合物と
して弗化硼素系化合物を用いるものとする。
素あるいは炭化弗素と硼素化合物とを成分とするガスを
水素ガスにより希釈してなる原料ガスをグロー放電によ
り分解してｐ形ａ−SiC:Hを生成する際に、水素ガスの
量をシリコン化合物量の100倍以上とし、硼素化合物と
して弗化硼素系化合物を用いるものとする。
一般に、水素を含まないアモルファスシリコン（ａ−
Si）には、欠陥が1019個/cm3程度存在し、光導電率など
の電気特性を低下させる。この欠陥は主にSi原子の４本
の結合手のうち結合に寄与しないもの、いわゆる未結合
手（ダングリングボンド）である。水素を導入したアモ
ルファスシリコン（ａ−Si:H）では、このダングリング
ボンドが水素により終端（ターミネート）され、欠陥密
度が1015〜1016個/cm3にまで低減され、光導電率などが
飛躍的に改善される。ａ−SiC:Hの場合も、ａ−Si:Hと
同様の効果が得られる。
Si）には、欠陥が1019個/cm3程度存在し、光導電率など
の電気特性を低下させる。この欠陥は主にSi原子の４本
の結合手のうち結合に寄与しないもの、いわゆる未結合
手（ダングリングボンド）である。水素を導入したアモ
ルファスシリコン（ａ−Si:H）では、このダングリング
ボンドが水素により終端（ターミネート）され、欠陥密
度が1015〜1016個/cm3にまで低減され、光導電率などが
飛躍的に改善される。ａ−SiC:Hの場合も、ａ−Si:Hと
同様の効果が得られる。
本願発明は、ｐ形（硼素）炭素添加非晶質シリコンに
おいて、弗化硼素化合物を用いることにより、上記ダン
グリングボンドの低減に成功したものである。
おいて、弗化硼素化合物を用いることにより、上記ダン
グリングボンドの低減に成功したものである。
m,nを自然数としてBmFnなる化学式を有する弗化硼素
化合物が分解されて生成する弗化硼素系ラジカルBm-xF
n-y（x,yは順にm,nより小さい自然数は、ジボランより
生成する水素化硼素ラジカルBH3またはB2H5よりも膜成
長表面を覆っている水素との反応性が低い。そのため、
ａ−SiC:H膜の成長表面を覆っている水素原子が、次の
反応式により剥離され、ダングリングボンドが生じる作
用は殆ど無い。
化合物が分解されて生成する弗化硼素系ラジカルBm-xF
n-y（x,yは順にm,nより小さい自然数は、ジボランより
生成する水素化硼素ラジカルBH3またはB2H5よりも膜成
長表面を覆っている水素との反応性が低い。そのため、
ａ−SiC:H膜の成長表面を覆っている水素原子が、次の
反応式により剥離され、ダングリングボンドが生じる作
用は殆ど無い。
２（Si−Ｈ）＋SiH3＋BH3→Si・＋Si−SiH3＋BH3＋H2↑ （ここで「−」は結合を、「・」はダングリングボンド
を、「↑」は気相を示し、この反応は膜の表面で生じる
ものである。） この作用は、SiH3ラジカルが膜成長表面に化学吸着す
る際に放出されるエネルギーを使って、BH3ラジカルが
膜成長表面の水素原子を除去し水素分子として気相中に
放出するのを触媒的に促進するというものである。BH3
ラジカルは一つの水素分子が放出された後も膜成長表面
上に居残り、次々と膜成長表面の水素原子を剥離してい
くため、膜成長表面を覆っている水素原子の密度は大幅
に低減し、ダングリングボンドも発生する。
を、「↑」は気相を示し、この反応は膜の表面で生じる
ものである。） この作用は、SiH3ラジカルが膜成長表面に化学吸着す
る際に放出されるエネルギーを使って、BH3ラジカルが
膜成長表面の水素原子を除去し水素分子として気相中に
放出するのを触媒的に促進するというものである。BH3
ラジカルは一つの水素分子が放出された後も膜成長表面
上に居残り、次々と膜成長表面の水素原子を剥離してい
くため、膜成長表面を覆っている水素原子の密度は大幅
に低減し、ダングリングボンドも発生する。
上記の式は、膜成長表面のシリコン原子を覆っている
水素原子が剥離される場合のものであるが、膜成長表面
の炭素原子を覆っている水素原子が剥離される場合も同
様な式で説明される。
水素原子が剥離される場合のものであるが、膜成長表面
の炭素原子を覆っている水素原子が剥離される場合も同
様な式で説明される。
これに対して、BmFnなる化学式を有する弗化硼素化合
物を原料に用いてドーピングする場合には、その反応性
の低さ故に、上記の反応が生じないので、ダングリング
ボンドが多量に発生することはなく、また、膜成長表面
における水素原子密度は、水素ガス以外の原料ガスの水
素希釈率を100倍以上に上げることによって、高められ
た密度に保たれる。
物を原料に用いてドーピングする場合には、その反応性
の低さ故に、上記の反応が生じないので、ダングリング
ボンドが多量に発生することはなく、また、膜成長表面
における水素原子密度は、水素ガス以外の原料ガスの水
素希釈率を100倍以上に上げることによって、高められ
た密度に保たれる。
このように、BmFnなる化学式を有する弗化硼素化合物
を原料に用いた場合は、ジボラン等の水素化硼素ラジカ
ルを発生する化合物を原料に用いた場合に比べ、ａ−Si
C:H膜成長時に膜成長表面で水素と結合していないシリ
コンまたは炭素原子の結合手、即ちダングリングボンド
の密度が減少し、欠陥の少ない膜が得られる。よって、
ダングリングボンドの一部が膜成長終了後まで残留、固
定化されることに起因する、ａ−SiC:H膜中の欠陥密度
も減少するので、自由正孔の密度が増加し光伝導度は向
上する。
を原料に用いた場合は、ジボラン等の水素化硼素ラジカ
ルを発生する化合物を原料に用いた場合に比べ、ａ−Si
C:H膜成長時に膜成長表面で水素と結合していないシリ
コンまたは炭素原子の結合手、即ちダングリングボンド
の密度が減少し、欠陥の少ない膜が得られる。よって、
ダングリングボンドの一部が膜成長終了後まで残留、固
定化されることに起因する、ａ−SiC:H膜中の欠陥密度
も減少するので、自由正孔の密度が増加し光伝導度は向
上する。
第１図は本発明の一実施例に用いるプラズマCVD装置
を示す。内容積10真空槽１には成膜基板２を支持する
円形電極31が加熱台４の上に載せられ、上部の円形電極
32と対向している。両電極31,32の面積は150cm2であ
る。上部電極32には高周波電源51が、加熱台４内のヒー
タ41には電源52が接続されている。また、真空槽１には
ガス導入管６および排気管７が開口しており、排気管７
にはコンダクタンスバルブ81を介して真空ポンプ８が接
続されている。この装置を用いて本発明の一実施例は次
の通りである。
を示す。内容積10真空槽１には成膜基板２を支持する
円形電極31が加熱台４の上に載せられ、上部の円形電極
32と対向している。両電極31,32の面積は150cm2であ
る。上部電極32には高周波電源51が、加熱台４内のヒー
タ41には電源52が接続されている。また、真空槽１には
ガス導入管６および排気管７が開口しており、排気管７
にはコンダクタンスバルブ81を介して真空ポンプ８が接
続されている。この装置を用いて本発明の一実施例は次
の通りである。
原料ガスとしては、モノシラン，メタン，四弗化二硼
素（B2F4）および水素を用いた。モノシランの流量は1.
0cc/分、メタンの流量は4.0cc/分、B2F4の流量は0.1cc/
分、水素の流量は200cc/分である。すなわち、モノシラ
ンガスの水素希釈率は200倍である。この原料ガスを、
真空排気された槽内にガス導入管６を通じて導入した。
真空排気速度をコンダクタンスバルブ81により調整し、
真空槽１での原料ガス圧力が100Paとなるようにした。
次いで、ヒータ41のスイッチを入れ、ガラス基板２の温
度が250℃となるようにした。次に、円形電極32に、高
周波電源51により、周波数13.56MHz、電力2Wの高周波電
力を印加し、円形電極31,32間にグロー放電を発生さ
せ、原料ガスを分解、ガラス基板上にｐ形ａ−SiC:H膜
を生成した。生成速度は、0.1Å／秒であった。
素（B2F4）および水素を用いた。モノシランの流量は1.
0cc/分、メタンの流量は4.0cc/分、B2F4の流量は0.1cc/
分、水素の流量は200cc/分である。すなわち、モノシラ
ンガスの水素希釈率は200倍である。この原料ガスを、
真空排気された槽内にガス導入管６を通じて導入した。
真空排気速度をコンダクタンスバルブ81により調整し、
真空槽１での原料ガス圧力が100Paとなるようにした。
次いで、ヒータ41のスイッチを入れ、ガラス基板２の温
度が250℃となるようにした。次に、円形電極32に、高
周波電源51により、周波数13.56MHz、電力2Wの高周波電
力を印加し、円形電極31,32間にグロー放電を発生さ
せ、原料ガスを分解、ガラス基板上にｐ形ａ−SiC:H膜
を生成した。生成速度は、0.1Å／秒であった。
このようにして生成したｐ形ａ−SiC:H膜のバンドギ
ャップは2.1電子ボルト、光伝導度は10-5S/cmであり、
第４図に示された従来技術により生成したものに比べ、
光伝導度が２桁も高くなったことがわかる。
ャップは2.1電子ボルト、光伝導度は10-5S/cmであり、
第４図に示された従来技術により生成したものに比べ、
光伝導度が２桁も高くなったことがわかる。
第５図は、ガラス基板の温度を250℃で一定とし、モ
ノシランガスの水素希釈率を変えて作成したｐ形ａ−Si
C:H膜の光伝導度を示す。この際、モノシラン，メタ
ン，三弗化硼素の流量を、それぞれ1.0cc/分、4.0cc/
分,0.3cc/分で一定とし、水素の流量を25cc/分〜300cc/
分の範囲で変え、原料ガスの水素希釈率を変化させた。
図よりわかるように、水素希釈率が100倍までは、水素
希釈率の増加につれて、光伝導度は増加する。水素希釈
率が100倍以上になると、光伝導度は、水素希釈率にほ
とんど依存しない。なお、バンドギャップは水素希釈率
にほとんど依存せず、2.1電子ボルトであった。これら
の結果より、ｐ形ａ−SiC:H膜の光伝導度を10-5S/cm以
上にするためには、モノシランガス等のシリコン化合物
に対する水素希釈率が100倍以上であることが必要なこ
とがわかる。
ノシランガスの水素希釈率を変えて作成したｐ形ａ−Si
C:H膜の光伝導度を示す。この際、モノシラン，メタ
ン，三弗化硼素の流量を、それぞれ1.0cc/分、4.0cc/
分,0.3cc/分で一定とし、水素の流量を25cc/分〜300cc/
分の範囲で変え、原料ガスの水素希釈率を変化させた。
図よりわかるように、水素希釈率が100倍までは、水素
希釈率の増加につれて、光伝導度は増加する。水素希釈
率が100倍以上になると、光伝導度は、水素希釈率にほ
とんど依存しない。なお、バンドギャップは水素希釈率
にほとんど依存せず、2.1電子ボルトであった。これら
の結果より、ｐ形ａ−SiC:H膜の光伝導度を10-5S/cm以
上にするためには、モノシランガス等のシリコン化合物
に対する水素希釈率が100倍以上であることが必要なこ
とがわかる。
なお、上記の実施例では、弗化硼素系化合物として四
弗化二硼素を用いたが、これ以外にも、グロー放電分解
により弗化硼素ラジカルを生ずる化合物、例えば三弗化
硼素（BF3）を用いても同様の効果が得られる。また、
上記のような弗化硼素化合物中の弗素の一部を、水素ま
たはメチル基，エチル基，ビニル基などの有機基で置換
した構造を持つものを用いても同様の効果が期待され
る。
弗化二硼素を用いたが、これ以外にも、グロー放電分解
により弗化硼素ラジカルを生ずる化合物、例えば三弗化
硼素（BF3）を用いても同様の効果が得られる。また、
上記のような弗化硼素化合物中の弗素の一部を、水素ま
たはメチル基，エチル基，ビニル基などの有機基で置換
した構造を持つものを用いても同様の効果が期待され
る。
シリコン化合物としては、モノシランのほかにジシラ
ンあるいは四弗化シランを用いることができる。炭化水
素の代わりに炭化弗素を用いてもよく、炭化水素として
はメタンのほかにエタンあるいはアセチレンを、炭化弗
素としては四弗化メタンあるいは三弗化メタンを用いる
ことができる。
ンあるいは四弗化シランを用いることができる。炭化水
素の代わりに炭化弗素を用いてもよく、炭化水素として
はメタンのほかにエタンあるいはアセチレンを、炭化弗
素としては四弗化メタンあるいは三弗化メタンを用いる
ことができる。
本発明によれば、ｐ形ａ−SiC:H膜のプラズマCVD法に
よる成膜時に、シラン系ガスの水素希釈率100倍以上に
し、ドーピング不純物源として硼素と弗素の結合を有す
る弗化硼素系化合物を用いることにより、窓層であるｐ
形ａ−SiC:H膜の光学吸収係数を低くするためにバンド
ギャップを2.1電子ボルト以上に広くしても、光伝導度
を10-5S/cm以上とすることができるため、直列抵抗値が
増加せう、光電変換効率のすぐれた非晶質シリコン太陽
電池が得られた。
よる成膜時に、シラン系ガスの水素希釈率100倍以上に
し、ドーピング不純物源として硼素と弗素の結合を有す
る弗化硼素系化合物を用いることにより、窓層であるｐ
形ａ−SiC:H膜の光学吸収係数を低くするためにバンド
ギャップを2.1電子ボルト以上に広くしても、光伝導度
を10-5S/cm以上とすることができるため、直列抵抗値が
増加せう、光電変換効率のすぐれた非晶質シリコン太陽
電池が得られた。
第１図は本発明の一実施例に用いるプラズマCVD装置の
断面図、第２図はｐ系ａ−SiC:H膜を用いた太陽電池の
断面図、第３図はその電圧・電力特性線図、第４図はｐ
形ａ−SiC:H膜の光伝導度とバンドギャップの関係線
図、第５図はｐ形ａ−SiC:H膜の光伝導度と成膜時の原
料ガスの水素希釈率との関係線図である。 1:真空槽、2:成膜基板、31,32:円形電極、4:加熱台、5
1:高周波電源、6:ガス導入管、8:真空ポンプ。
断面図、第２図はｐ系ａ−SiC:H膜を用いた太陽電池の
断面図、第３図はその電圧・電力特性線図、第４図はｐ
形ａ−SiC:H膜の光伝導度とバンドギャップの関係線
図、第５図はｐ形ａ−SiC:H膜の光伝導度と成膜時の原
料ガスの水素希釈率との関係線図である。 1:真空槽、2:成膜基板、31,32:円形電極、4:加熱台、5
1:高周波電源、6:ガス導入管、8:真空ポンプ。
Claims (1)
- 【請求項１】シリコン化合物と炭化水素あるいは炭化弗
素と硼素化合物とを成分とするガスを水素ガスにより希
釈してなる原料ガスをグロー放電により分解する際に、
水素ガスの量をシリコン化合物量の100倍以上とし、硼
素化合物として弗化硼素系化合物を用いることを特徴と
するｐ形炭素添加非晶質シリコンの生成方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1072216A JP2533639B2 (ja) | 1988-10-07 | 1989-03-24 | Ｐ形炭素添加非晶質シリコンの生成方法 |
| US07/408,258 US5061322A (en) | 1988-10-07 | 1989-09-18 | Method of producing p-type amorphous silicon carbide and solar cell including same |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63-253113 | 1988-10-07 | ||
| JP25311388 | 1988-10-07 | ||
| JP1072216A JP2533639B2 (ja) | 1988-10-07 | 1989-03-24 | Ｐ形炭素添加非晶質シリコンの生成方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02191322A JPH02191322A (ja) | 1990-07-27 |
| JP2533639B2 true JP2533639B2 (ja) | 1996-09-11 |
Family
ID=26413348
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1072216A Expired - Fee Related JP2533639B2 (ja) | 1988-10-07 | 1989-03-24 | Ｐ形炭素添加非晶質シリコンの生成方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5061322A (ja) |
| JP (1) | JP2533639B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| JP2719036B2 (ja) * | 1990-08-10 | 1998-02-25 | 株式会社富士電機総合研究所 | 非晶質光電変換装置およびその製造方法 |
| US5238866A (en) * | 1991-09-11 | 1993-08-24 | GmbH & Co. Ingenieurburo Berlin Biotronik Mess- und Therapiegerate | Plasma enhanced chemical vapor deposition process for producing an amorphous semiconductive surface coating |
| JPH05335257A (ja) * | 1992-06-03 | 1993-12-17 | Showa Shell Sekiyu Kk | ｐ型シリコンカーバイドの形成方法 |
| US5358755A (en) * | 1993-08-13 | 1994-10-25 | Amoco Corporation | Amorphous hydrogenated silicon-carbon alloys and solar cells and other semiconductor devices produced therefrom |
| US6680489B1 (en) * | 1995-12-20 | 2004-01-20 | Advanced Technology Materials, Inc. | Amorphous silicon carbide thin film coating |
| US6025611A (en) | 1996-09-20 | 2000-02-15 | The Board Of Regents Of The University Of Nebraska | Boron-carbide and boron rich rhobohedral based transistors and tunnel diodes |
| TWI476292B (zh) | 2005-08-30 | 2015-03-11 | 尖端科技材料股份有限公司 | 利用選擇性氟化硼前驅物之硼離子植入方法，及供植入用之大群氫化硼之形成方法 |
| JP2009231574A (ja) * | 2008-03-24 | 2009-10-08 | Sanken Electric Co Ltd | ＳｉＣ半導体素子とその製造方法並びにその製造装置 |
| US20110146787A1 (en) * | 2008-05-28 | 2011-06-23 | Sebastien Allen | Silicon carbide-based antireflective coating |
| EP2321445A1 (en) * | 2008-08-19 | 2011-05-18 | Oerlikon Solar AG, Trübbach | Improvement of electrical and optical properties of silicon solar cells |
| US8138071B2 (en) * | 2009-10-27 | 2012-03-20 | Advanced Technology Materials, Inc. | Isotopically-enriched boron-containing compounds, and methods of making and using same |
| US8062965B2 (en) * | 2009-10-27 | 2011-11-22 | Advanced Technology Materials, Inc. | Isotopically-enriched boron-containing compounds, and methods of making and using same |
| US8598022B2 (en) | 2009-10-27 | 2013-12-03 | Advanced Technology Materials, Inc. | Isotopically-enriched boron-containing compounds, and methods of making and using same |
| CN102668016B (zh) * | 2009-10-27 | 2016-02-24 | 安格斯公司 | 离子注入系统及方法 |
| TWI582836B (zh) | 2010-02-26 | 2017-05-11 | 恩特葛瑞斯股份有限公司 | 用以增進離子植入系統中之離子源的壽命及性能之方法與設備 |
| US8779383B2 (en) | 2010-02-26 | 2014-07-15 | Advanced Technology Materials, Inc. | Enriched silicon precursor compositions and apparatus and processes for utilizing same |
| CN106237934B (zh) | 2010-08-30 | 2019-08-27 | 恩特格里斯公司 | 由固体材料制备化合物或其中间体以及使用该化合物和中间体的设备和方法 |
| TWI583442B (zh) | 2011-10-10 | 2017-05-21 | 恩特葛瑞斯股份有限公司 | Ｂ２ｆ４之製造程序 |
| SG10201801299YA (en) | 2013-08-16 | 2018-03-28 | Entegris Inc | Silicon implantation in substrates and provision of silicon precursor compositions therefor |
| US9570271B2 (en) | 2014-03-03 | 2017-02-14 | Praxair Technology, Inc. | Boron-containing dopant compositions, systems and methods of use thereof for improving ion beam current and performance during boron ion implantation |
| CN108735849A (zh) * | 2017-04-18 | 2018-11-02 | 上海新昇半导体科技有限公司 | 一种光导开关及其制备方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4910153A (en) * | 1986-02-18 | 1990-03-20 | Solarex Corporation | Deposition feedstock and dopant materials useful in the fabrication of hydrogenated amorphous silicon alloys for photovoltaic devices and other semiconductor devices |
| US4775425A (en) * | 1987-07-27 | 1988-10-04 | Energy Conversion Devices, Inc. | P and n-type microcrystalline semiconductor alloy material including band gap widening elements, devices utilizing same |
| JP2692091B2 (ja) * | 1987-10-31 | 1997-12-17 | 株式会社日本自動車部品総合研究所 | 炭化ケイ素半導体膜およびその製造方法 |
-
1989
- 1989-03-24 JP JP1072216A patent/JP2533639B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1989-09-18 US US07/408,258 patent/US5061322A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5061322A (en) | 1991-10-29 |
| JPH02191322A (ja) | 1990-07-27 |
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