JP2761156B2 - 光起電力素子及びその製造方法、並びにそれを用いた発電装置 - Google Patents

光起電力素子及びその製造方法、並びにそれを用いた発電装置

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Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はシリコン系非単結晶半導
体材料からなるｐｉｎ型の光起電力素子とその製造方法
並びにそれを用いた発電システムに係わる。特にｉ型層
中のバンドギャップを変化させたｐｉｎ型の光起電力素
子に関するものであり、更には該光起電力素子のマイク
ロ波プラズマＣＶＤ法による堆積方法に関するものであ
る。加えて該光起電力素子を利用した発電システムに関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、シリコン系非単結晶半導体材料か
らなるｐｉｎ構造の光起電力素子において、ｉ層がシリ
コン原子と炭素原子またはゲルマニウム原子を含有し、
ｉ型層中でバンドギャップが変化している光起電力素子
については、以下に示すように様々な提案がなされてい
る。例えば、 （１）“Optimum deposition conditions for a-(Si,G
e):H using a triode-configurated rf glow discharge
system”,J.A.Bragagnolo, P.Littlefield, A.Mastrov
ito and G.Storti, Conf. Rec. 19th IEEE Photovoltai
c specilists Conference-1987,pp.878, （２）“Efficiency improvement in amorphous-SiGe:H
solar cells and its application to tandem type so
lar cells”,S.Yoshida, S.Yamanaka, M.Konagaiand K.
Takahashi, Conf. Rec. 19th IEEE Photovoltaic Speci
lists Conference-1987, pp.1101, （３）“Stability and terrestrial application of a
-Si tandem type solarcells”,A.Hiroe, H.Yamagishi,
H.Nishio, M.Kondo and Y.Tawada, Conf. Rec.19th IE
EE Photovoltaic Specilists Conference, 1987, pp. 1
111, （４）“Preparation of high quality a-SiGe:H films
and its application to the high efficiency triple
-junction amorphous solar cells,”K.Sato, K.Kawaba
ta, S.Terazono, H.Sasaki, M.Deguchi, T.Itagaki, H.
Morikawa, M.Aigaand K.Fujikawa, Conf. Rec. 20th IE
EE Photovoltaic Specilists Conference, 1988, pp.7
3, （５）ＵＳＰ４，８１６，０８２、 （６）ＵＳＰ４，４７１，１５５、 （７）ＵＳＰ４，７８２，３７６ 等が報告されている。
【０００３】また、バンドギャップが変化している光起
電力素子の特性の理論的な研究は、例えば、 （８）“A novel design for amorphous Silicon alloy
solar cells”,S.Guha,J.Yang, A.Pawlikiewicz, T.Gl
atfelter, R.Ross and S.R.Ovshinsky, Conf. Rec. 20t
h IEEE Photovoltaic Specilists Conference-1988, p
p.79, （９）“Numerical mode1ing of multijunction, amorp
hous silicon based P-I-N solar cells”,A.H.Pawliki
ewicz and S.Guha, Conf. Rec. 20th IEEE Photovoltai
c Specilists Conference-1988, pp.251, 等が報告されている。
【０００４】このような従来技術の光起電力素子ではｐ
／ｉ，ｎ／ｉ界面近傍での光励起キャリアーの再結合を
防止する目的、開放電圧を上げる目的、及び正孔のキャ
リアーレンジを向上させる目的で前記界面にバンドギャ
ップが変化している層を挿入している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】従来のシリコン原子と
炭素原子を含有しバンドギャップが変化している光起電
力素子は、実用上、より高い性能と信頼性が要求され、
光励起キャリアーの再結合の抑制、開放電圧及び正孔の
キャリアーレンジ関し、更なる向上が望まれている。
【０００６】また従来の光起電力素子は、光起電力素子
に照射される照射光が弱い場合に変換効率が低下すると
いう問題点があった。
【０００７】更に従来の光起電力素子はｉ層中に歪があ
り、振動等があるところでアニーリングされると光電変
換効率が低下するという問題点があった。
【０００８】本発明は上記従来の問題点を解決する光起
電力素子を提供する事を目的としている。即ち、本発明
は、光励起キャリアーの再結合を防止し、開放電圧及び
正孔のキャリアーレンジを向上した光起電力素子を提供
する事を目的としている。
【０００９】また、本発明は、光起電力素子に照射され
る照射光が低い場合に変換効率を向上した光起電力素子
を提供する事を目的とする。
【００１０】更に本発明は、長期間振動下でアニーリン
グした場合に光電変換効率が低下しにくい光起電力素子
を提供する事を目的とする。
【００１１】更に加えて本発明は、温度変化に対して光
電変換効率が変化しにくい光起電力素子を提供すること
を目的とする。
【００１２】また、更に本発明は上記目的を達成した光
起電力素子の製造方法を提供する事を目的とする。
【００１３】また更に加えて、本発明は上記目的を達成
した光起電力素子を利用したシステムを提供する事を目
的とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】本発明の光起電力素子
は、アモルファス又は微結晶を有するｐｉｎ型光起電力
素子において、ｉ型層が、ｎ型層の側に位置しマイクロ
波及び１乃至１００ＭＨｚの高周波の存在下でＣＶＤ法
により堆積された第１のｉ型層と、ｐ型層の側に位置
し、１乃至１００ＭＨｚの高周波の存在下でＣＶＤ法に
より堆積された第２のｉ型層とを有するｉ型積層構造で
あって、前記第１のｉ型層は、シリコン原子及び炭素原
子を含有し、該層でのバンドギャップの極小値は、中央
より前記ｐ型層方向に位置し、前記第２のｉ型層は、ア
モルファスシリコン又は微結晶シリコンを有し、３０ｎ
ｍ以下の膜厚に設定されており、前記マイクロ波エネル
ギーは、原料ガスを１００％分解するマイクロ波エネル
ギーよりも低く設定され、前記１乃至１００ＭＨｚの高
周波エネルギーは、前記マイクロ波エネルギーより高く
設定されていることを特徴とする。
【００１５】
【作用】以下図面を参照しながら作用と共に構成を詳細
に説明する。
【００１６】図１は本発明の光起電力素子の一例を示す
模式的説明図である。図１に於いて、本発明の光起電力
素子は光反射層と光反射増加層を有する導電性基板１０
１、ｎ型のシリコン系非単結晶半導体層１０２、マイク
ロ波プラズマ法により堆積され、少なくともシリコン原
子と炭素原子を含有する実質的にｉ型の非単結晶半導体
層１０３と、ＲＦプラズマＣＶＤ法により堆積され、少
なくともシリコン原子を含有するｉ型層１０４（以後ｉ
型層１０４を「ｉ型Ｓｉ層」と呼ぶ）とからなる光導電
層、ｐ型のシリコン系非単結晶半導体層１０５、透明電
極１０６、及び集電電極１０７等から構成されている。
【００１７】マイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層
に於いて、バンドギャップの最小値はｐ型層側に片寄っ
ていて、且つマイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層
のｐ型層側で伝導帯の電界が大きい事によって電子と正
孔の分離が効率よく行われ、マイクロ波プラズマＣＶＤ
法によるｉ型層とＲＦプラズマＣＶＤ法によるｉ型層
（ｉ型Ｓｉ層）との界面近傍での電子と正孔の再結合を
減少させる事ができる。またマイクロ波プラズマＣＶＤ
法によるｉ型層からｎ型層に向かって価電子帯の電界が
大きくなっている事によってマイクロ波プラズマＣＶＤ
法によるｉ型層とｎ型層の界面近傍で光励起された電子
と正孔の再結合を減少させる事ができる。
【００１８】更に、マイクロ波プラズマＣＶＤ法による
ｉ型層中にドナーとなる価電子制御剤とアクセプターと
なる価電子制御剤とを同時に添加する事によって電子と
正孔のキャリアーレンジを長くする事ができる。特にバ
ンドギャップが最小値のところで価電子制御剤を比較的
多く含有させる事によって電子と正孔のキャリアーレン
ジを効果的に長くする事ができる。その結果、ｉ型Ｓｉ
層とマイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層の界面近
傍の高電界及びｎ型層とマイクロ波プラズマＣＶＤ法に
よるｉ型層の界面近傍の高電界を更に有効に利用する事
ができてマイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層中で
光励起された電子と正孔の収集効率を格段に向上させる
事がでる。
【００１９】またＲＦプラズマＣＶＤ法によるｉ型層
（ｉ型Ｓｉ層）とマイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ
型層の界面近傍、及びｎ型層とマイクロ波プラズマＣＶ
Ｄ法によるｉ型層の界面近傍に於いて、欠陥準位（いわ
ゆるＤ-，Ｄ+）が価電子制御剤で補償される事によって
欠陥準位を介したホッピング伝導による暗電流（逆バイ
アス時）が減少する。特に界面近傍に於いては、価電子
制御剤をマイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層の内
部よりも多く含有させる事によって、界面近傍特有の構
成元素が急激に変化する事による歪等の内部応力を減少
させる事ができ、その結果、界面近傍の欠陥準位を減少
させる事ができる。このことによって光起電力素子の開
放電圧及びフィルファクターを向上させる事ができる。
【００２０】加えてマイクロ波プラズマＣＶＤ法による
ｉ型層内部にドナーとなる価電子制御剤とアクセプター
となる価電子制御剤を同時に含有させる事によって、光
劣化に対する耐久性が増加する。そのメカニズムの詳細
は不明であるが、一般に光照射によって生成した未結合
手がキャリアーの再結合中心になり光起電力素子の特性
が劣化するものと考えられている。そして本発明の場
合、マイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層内にドナ
ーとなる価電子制御剤とアクセプターとなる価電子制御
剤の両方が含有され、それらは１００％活性化していな
い。その結果光照射によって未結合手が生成したとして
も、それらが活性化していない価電子制御剤と反応して
未結合手を補償するものと考えられる。
【００２１】また特に光起電力素子に照射される光強度
が弱い場合にも、欠陥準位が価電子制御剤によって補償
されているため光励起された電子と正孔がトラップさせ
る確率が減少する、また前記したように逆バイアス時の
暗電流が少ないために十分な起電力を生じる事になる。
したがって、光起電力素子への照射光強度が弱い場合に
於いても優れた光電変換効率を示すものである。
【００２２】加えて本発明の光起電力素子は、長期間振
動下でアニーリングした場合においても光電変換効率が
低下しにくいものである。この詳細なメカニズムは不明
であるが、従来の光起電力素子の光電変換効率の低下は
次のように考えられる。即ち、バンドギャップを連続的
に変えるためには、構成元素も変化させて光起電力素子
を形成する。そのため光起電力素子内部に歪が蓄積さ
れ、光起電力素子内部に弱い結合が多く存在する事にな
る。そして振動によってマイクロ波プラズマＣＶＤ法に
よるｉ型の非単結晶半導体中の弱い結合が切れて未結合
手が形成される結果、光電変換効率が低下すると考えら
れる。一方、本発明の場合、ドナーとなる価電子制御剤
とアクセプターとなる価電子制御剤とが同時に添加され
ることによって局所的な柔軟性が増し、長期間の振動に
よるアニーリングにおいても光起電力素子の光電変換効
率の低下を抑制する事ができるものと考えられる。
【００２３】更に加えてｐ型層とマイクロ波プラズマＣ
ＶＤ法によるｉ型層の間に、ＲＦプラズマＣＶＤ法によ
り、堆積速度２ｎｍ／ｓｅｃ以下で形成したｉ型層（ｉ
型Ｓｉ層）を３０ｎｍ以下挿入することによって、更に
光起電力素子の光電変換効率を向上できるものである。
特に本発明の光起電力素子は、温度変化の大きい環境で
使用した場合に光電変換効率が変化しにくいものであ
る。
【００２４】ＲＦプラズマＣＶＤ法によるｉ型の非単結
晶半導体層（ｉ型Ｓｉ層）は、堆積速度を２ｎｍ／ｓｅ
ｃ以下とし、気相反応が起こりにくい低パワーで堆積す
る。その結果、堆積膜のパッキング・デンシティーが高
く、且つ該ｉ型Ｓｉ層を前記マイクロ波プラズマＣＶＤ
法により堆積したｉ型層と積層した場合に、ｉ型層間の
界面準位が少なくなるものである。特にマイクロ波プラ
ズマＣＶＤ法による堆積膜の堆積速度が５ｎｍ／ｓｅｃ
以上の堆積速度で堆積した場合において、マイクロ波プ
ラズマを停止した後は、ｉ型層の表面近傍は充分に緩和
していないために表面準位が非常に多くなっている。し
かし、このようなマイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ
型層の表面にＲＦプラズマＣＶＤ法によって堆積速度の
遅い堆積膜を形成することによってマイクロ波プラズマ
ＣＶＤ法による堆積膜の表面準位を、ＲＦプラズマＣＶ
Ｄ堆積膜の形成と同時に起こる水素原子の拡散によるア
ニーリングによって、減少させることができているもの
と考えられる。
【００２５】またｐ型層とｉ型Ｓｉ層の界面近傍に於い
て、価電子制御剤をｉ型Ｓｉ層の内部よりも多く含有さ
せる事によって、界面近傍特有の構成元素が急激に変化
する事による歪等の内部応力を減少させる事ができ、そ
の結果、界面近傍の欠陥準位を減少させる事ができる。
このことによって光起電力素子の開放電圧及びフィルフ
ァクターを向上させる事ができる。
【００２６】加えてｉ型Ｓｉ層内部にドナーとなる価電
子制御剤とアクセプターとなる価電子制御剤を同時に含
有させる事によって光劣化に対する耐久性が増加する。
そのメカニズムの詳細は不明であるが、マイクロ波プラ
ズマ法によるｉ型層と同様のものと考えられる。
【００２７】また特に光起電力素子に照射される光強度
が弱い場合にも、欠陥準位が価電子制御剤によって補償
されているため光励起された電子と正孔がトラップさせ
る確率が減少する、また前記したように逆バイアス時の
暗電流が少ないために十分な起電力を生じる事ができ
る。その結果光起電力素子への照射光強度が弱い場合に
於いても優れた光電変換効率を示すものである。
【００２８】加えて、長期間振動下でアニーリングした
場合においても光電変換効率が低下しにくいものであ
る。
【００２９】図２−１は本発明の光起電力素子のバンド
ギャップの変化の例の模式的説明図である。この図はバ
ンドギャップの１／２（Ｅｇ／２）を基準にｉ型層内の
バンドギャップの変化を示している。図に於いて左側が
ｎ型層（不図示）側で、右側がｐ型層（不図示）側であ
る。図２−１の例はｐ型層側にＲＦプラズマＣＶＤ法に
よるｉ型層（ｉ型Ｓｉ層）２１２を有し、バンドギャッ
プの最小値がマイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層
２１１内部で、ｐ型層方向にあり、且つバンドギャップ
の最大値はｐ型層方向とｎ型層方向にあるように構成さ
れているものである。
【００３０】また図２−２図は、図２−１と同じように
して描かれたバンドギャップの変化の模式的説明図であ
る。図２−２に於いては、図２−１と同じようにｐ層側
にｉ型Ｓｉ層２２２を有し、バンドギャップの最小値は
マイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層２２１内部
で、ｐ型層（不図示）寄りにあるが、バンドギャップの
最大値はｐ型層方向にあるように構成されたものであ
る。
【００３１】図３−１から図３−３まではｐ型層側にＲ
ＦプラズマＣＶＤ法によるｉ型層（ｉ型Ｓｉ層）を有
し、マイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層において
バンドギャップが、ｉ型Ｓｉ層方向にバンドギャップが
減少している光起電力素子の例である。各図はＥｇ／２
を基準にバンドギャップの変化を描いたものであり、バ
ンド図の左側にｎ型層（不図示）及び右側がｐ型層（不
図示）である。
【００３２】図３−１は、ｐ型層側にマイクロ波プラズ
マＣＶＤ法によるバンドギャップの一定なｉ型層３１２
とバンドギャップが一定なｉ型Ｓｉ層３１３があり、バ
ンドギャップがｎ型層側からｉ型層３１２に向かって減
少しているマイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層３
１１のある例である。そしてバンドギャップの最小値が
ｉ型層３１２とｉ型層３１１の界面にあるものである。
またｉ型層３１１とｉ型層３１２の間のバンドの接合
は、バンドが不連続に接続されているものである。この
ようにバンドギャップが一定な領域を設ける事によつて
光起電力素子の逆バイアス時の欠陥準位を介したホッピ
ング伝導による暗電流を極力抑える事ができ、その結果
光起電力素子の開放電圧が増加する。
【００３３】またバンドギャップが一定のｉ型Ｓｉ層の
層厚３１３は非常に重要な因子であって、好ましい層厚
の範囲は１から３０ｎｍである。バンドギャップが一定
のｉ型Ｓｉ層の層厚が１ｎｍより薄い場合、欠陥準位を
介したホッピング伝導による暗電流を抑える事ができ
ず、光起電力素子の開放電圧の向上が望めなくなるもの
である。一方、３０ｎｍより厚い場合では、バンドギャ
ップ一定のｉ型層３１２とバンドギャップが変化してい
るｉ型層３１１の界面近傍に光励起された正孔が蓄積さ
れ易くなるため、光励起されたキャリアーの収集効率が
減少する。即ち短絡光電流が減少するものである。
【００３４】図３−２はｐ型層側にマイクロ波プラズマ
ＣＶＤ法によるバンドギャップ一定のｉ型層３２２をも
うけ、またマイクロ波プラズマＣＶＤ法によるバンドギ
ャップが変化しているｉ型層３２１のｎ型層側は、バン
ドギャップがｉ型層３２２と等しくなっている例であ
る。
【００３５】図３−３は、ｐ型層側にマイクロ波プラズ
マＣＶＤ法によるバンドギャップ一定のｉ型層３３２と
バンドギャップ一定のｉ型Ｓｉ層３３３と、ｎ型層方向
からｐ型層方向に向かってバンドギャップが一方的に減
少しているマイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層３
３１と、ｎ型層側にマイクロ波プラズマＣＶＤ法による
バンドギャップ一定のｉ型層３３４とをもうけた例であ
る。ｐ型層とｉ型層３３１の間及びｎ型層とｉ型層３３
１の間にバンドギャップ一定の領域をもうける事によっ
て、光起電力素子に逆バイアスを印加した場合に、より
一層暗電流が減少し光起電力素子の開放電圧を大きくす
る事ができる。
【００３６】図３−４から図３−７までは、マイクロ波
プラズマＣＶＤ法によるｉ型層中にバンドギャップの極
小値がある例である。図に於いてバンド図はバンドギャ
ップの１／２（Ｅｇ／２）を基準に描いてあり、またバ
ンド図の左側がｎ型層（不図示）、右側がｐ型層（不図
示）である。
【００３７】図３−４に示す光起電力素子の光導電層
は、ｐ型層側に均一バンドギャップのｉ型Ｓｉ層３４３
とマイクロ波プラズマＣＶＤ法による均一バンドギャッ
プのｉ型層３４２、ｉ型層３４２と連続的に接続された
内部にバンドギャップの極小値を有するマイクロ波プラ
ズマＣＶＤ法で形成したｉ型層３４１、またｉ型層３４
１と連続的に接続された均一バンドギャップのマイクロ
波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層３４４からなってい
る。バンドギャップを連続とする事によってｉ型層のバ
ンドギャップが変化している領域で光励起された電子と
正孔を効率よくｎ型層及びｐ型層にそれぞれ収集する事
ができる。また特にバンドギャップ一定のｉ型層３４
２、３４３、３４４が５ｎｍ以下と薄い場合にｉ型層３
４１のバンドギャップが急激に変化している領域は、光
起電力素子に逆バイアスを印加した場合の暗電流を減少
させる事ができ、従って光起電力素子の開放電圧を大き
くする事ができる。
【００３８】図３−５の光導電層は、マイクロ波プラズ
マＣＶＤ法によるバンドギャップが変化しているｉ型層
３５１が、マイクロ波プラズマＣＶＤ法によるバンドギ
ャップ一定のｉ型層３５４、３５２と不連続で比較的緩
やかに接続され、ｐ型層に接してバンドギャップ一定の
ｉ型Ｓｉ層３５３がある例である。しかしバンドギャッ
プ一定の領域とバンドギャップが変化している領域でバ
ンドギャップが広がる方向で緩やかに接続しているの
で、バンドギャップが変化している領域で光励起された
キャリアーは効率よくバンドギャップ一定の領域に注入
される。その結果光励起キャリアーの収集効率は大きく
なるものである。
【００３９】バンドギャップが一定の領域とバンドギャ
ップが変化している領域とを連続に接続するか不連続に
接続するかは、バンドギャップ一定の領域及びバンドギ
ャップが急激に変化している領域と層厚に依存するもの
である。バンドギャップ一定の領域が５ｎｍ以下と薄く
かつバンドギャップが急激に変化している領域の層厚が
１０ｎｍ以下の場合にはバンドギャップ一定の領域とバ
ンドギャップが変化している領域とが連続して接続され
ている方が、光起電力素子の光電変換効率は大きくな
る。一方バンドギャップ一定の領域の層厚が５ｎｍ以上
に厚く、且つバンドギャップが急激に変化している領域
の層厚が１０から３０ｎｍの場合にはバンドギャップが
一定の領域とバンドギャップが変化している領域とが不
連続に接続している方が光起電力素子の変換効率は向上
するものである。
【００４０】図３−６において光導電層は、ｐ型層側の
マイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層３６２、バン
ドギャップの極小値を有するマイクロ波プラズマＣＶＤ
法によるｉ型層３６１及びｐ型層に接してｉ型Ｓｉ層３
６３からなっている。図３−６は、バンドギャップが一
定の領域とバンドギャップが変化している領域とが２段
階で接続している例である。またバンドギャップが極小
の位置がｐ型層寄りにある例である。バンドギャップが
極小の位置からバンドギャップを緩やかに広げる段階と
急激に広げる段階とを経てバンドギャップの広い一定の
領域に接続する事によって、バンドギャップが変化して
いる領域で光励起されたキャリアーを効率よく収集でき
るものである。また図３−６に於いてはｎ型層近傍のｉ
型層にｎ型層に向かってバンドギャップが急激に変化し
ている領域を有するものである。
【００４１】図３−７に示す光導電層は、ｐ層に接する
ｉ型Ｓｉ層３７３、マイクロ波プラズマＣＶＤ法による
バンドギャップ一定なｉ型層３７２、バンドギャップが
最小値を示す領域を内部に有するマイクロ波プラズマＣ
ＶＤ法によるｉ型層３７１、及びマイクロ波プラズマＣ
ＶＤ法によるｉ型層３７４から構成されている。図３−
７は、ｐ型層及びｎ型層側の両方のｉ層内にバンドギャ
ップ一定の領域を有し、且つｐ型層側のバンドギャップ
一定の領域にはバンドギャップ変化領域から２段階のバ
ンドギャップの変化を経て接続され、ｎ型層側のバンド
ギャップ一定の領域には急激なバンドギャップの変化で
接続されている例である。
【００４２】上記のようにバンドギャップ一定の領域と
バンドギャップの変化している領域とが構成元素の類似
した状態で接続する事によって内部歪を減少させる事が
できる。その結果長期間振動下でアニーリングしてもｉ
層内の弱い結合が切断されて欠陥準位が増加して光電気
の変換効率が低下するという現象が生じ難くなり、高い
光電変換効率を維持する事ができるものである。
【００４３】また価電子制御剤をｉ型層に含有させる事
によってｉ型層中のキャリアーのキャリアーレンジを大
きくする事ができるためキャリアーの収集効率を大きく
する事ができる。特に価電子制御剤をバンドギャップの
変化に対応させてバンドギャップの狭いところで多くバ
ンドギャップの広いところで少なくする事によって更に
光励起キャリアーの収集効率を大きくする事ができるも
のである。更にバンドギャップ一定の領域でｐ型層及び
ｎ型層側で価電子制御剤を、バンドギャップ最小のとこ
ろよりも多く含有させる事によってｐ／ｉ界面及びｎ／
ｉ界面近傍での光励起キャリアーの再結合を防止する事
ができ光起電力素子の光電気変換効率を向上させる事が
可能となる。
【００４４】本発明に於いてシリコン原子と炭素原子を
含有するｉ型層のバンドギャップ極小のところのバンド
ギャップの好ましい範囲は、照射光のスペクトルにより
種々選択されるものではあるが、１．６〜１．８ｅＶが
望ましいものである。
【００４５】また本発明のバンドギャップが連続的に変
化している光起電力素子に於いて、価電子帯のテイルス
テイトの傾きは、光起電力素子の特性を左右する重要な
因子であって、バンドギャップの極小値のところのテイ
ルステイトの傾きからバンドギャップ最大のところのテ
イルステイトの傾きまでなめらかに連続していることが
好ましい。
【００４６】また例えばｐ型層を、周期律表第III族元
素を主構成元素とする層（以下、周期律表第III族元素
をまたは第Ｖ族元素を主構成元素とする層をドーピング
層Ａと呼ぶ）と価電子制御剤を含有しシリコン原子を主
構成元素とする層（以下、ドーピング層Ｂと呼ぶ）との
積層構造にすることによって、ｐ型層の光透過率を大き
くすることができ、且つｐ型層の比抵抗を小さくするこ
とができる。特にｐ型層の光導電層と接する側は、価電
子制御剤を含有しシリコンを主構成元素とする層（ドー
ピング層Ｂ）であるのが好ましいものである。このよう
に光導電層とｐ型層とを接続することによって光導電層
とｐ型層の間の欠陥を減少させることが可能となる。
【００４７】ｐ型層を構成する周期率表第III族原子を
主構成元素とする層（ドーピング層Ａ）の層厚としては
０．０１から１ｎｍの層厚が最適な範囲である。該周期
律表第III族元素を主構成元素とする層に含有される水
素含有量は５％以下が好ましいものとしてあげられる。
ｐ型層を構成する価電子制御剤を含有しシリコン原子を
主構成元素とする層（ドーピング層Ｂ）に含有される価
電子制御剤の含有量は、１５００ｐｐｍ〜１００００ｐ
ｐｍが好ましい範囲としてあげられる。
【００４８】以上ｐ型層について述べたが、ｎ型層につ
いても同様な積層構造とする事により、上記した効果が
同様に得られる。
【００４９】以上ｐｉｎ構造の光起電力素子について説
明したが、本発明はｐｉｎｐｉｎ構造（ダブル構造）や
ｐｉｎｐｉｎｐｉｎ構造（トリプル構造）等のｐｉｎ構
造を積層した光起電力素子についても適用できることは
言うまでもない。
【００５０】ｐｉｎ構造を積層した光起電力素子の光入
射側のトップのｐｉｎ光起電力素子として本発明の光起
電力素子は適したものである。ダブル構造の場合、ボト
ムの光起電力素子としては、ｉ型層としてシリコンを主
構成元素とするｐｉｎ構造の光起電力素子か、またはｉ
型層としてシリコンとゲルマニウムを主構成元素とする
ｐｉｎ構造の光起電力素子が適している。さらにトリプ
ル構造の場合、ミドルの光起電力素子としては、ｉ型層
としてシリコンを主構成元素とするｐｉｎ構造の光起電
力素子か、またはｉ型層としてシリコンとゲルマニウム
を主構成元素とするｐｉｎ構造の光起電力素子が適して
いる。トリプル構造のボトムの光起電力素子としては、
ｉ型層としてシリコンとゲルマニウムを主構成元素とす
る光起電力素子が適している。
【００５１】図４は本発明の光起電力素子の堆積膜形成
を行うのに適した製造装置の一例を示す模式的説明図で
ある。該製造装置は、堆積室４０１、ガス導入管４１
１、基板４０４、加熱ヒーター４０５、真空計４０２、
コンダクタンスバルブ４０７、補助バルブ４０８、リー
クバルブ４０９、ＲＦ電源４０３、ＲＦ電極４１０、原
料ガス供給装置２０００、マスフローコントローラー２
０１１〜２０１７、バルブ２００１〜２００７、２０２
１〜２０２７、圧力調整器２０３１〜２０３７、原料ガ
スボンベ２０４１〜２０４７等から構成されている。
【００５２】本発明の堆積方法に於ける堆積メカニズム
の詳細は不明であるが、つぎのように考えられる。
【００５３】原料ガスを１００％分解するに必要なマイ
クロ波エネルギーより低いマイクロ波エネルギーを前記
原料ガスに作用させ、高いＲＦエネルギーをマイクロ波
エネルギーと同時に前記原料ガスに作用させることによ
り、堆積膜を形成するに適した活性種を選択できるもの
と考えられる。更に原料ガスを分解するときの堆積室内
の内圧が５０ｍＴｏｒｒ以下の状態にすると、良質な堆
積膜を形成するに適した活性種の平均自由工程が充分に
長くなるため気相反応が極力抑えられると考えられる。
【００５４】そしてまた堆積室内の内圧が５０ｍＴｏｒ
ｒ以下の状態でＲＦエネルギーは、原料ガスの分解にほ
とんど影響を与えず、堆積室内のプラズマと基板の間の
電位を制御しているものと考えられる。即ちマイクロ波
プラズマＣＶＤ法の場合、プラズマと基板の間の電位差
は小さいが、ＲＦエネルギーをマイクロ波エネルギーと
同時に投入することによってプラズマと基板の間の電位
差（プラズマ側が＋で、基板側が−）を大きくすること
ができる。このようにプラズマ電位が基板に対してプラ
スで高くすることによって、マイクロ波エネルギーで分
解した活性種が基板上に堆積し、同時にプラズマ電位で
加速された＋イオンが基板上に衝突し基板表面での緩和
反応が促進され良質な堆積膜が得られるものと考えられ
る。特にこの効果は堆積速度が数ｎｍ／ｓｅｃ以上のと
きに効果が顕著になるものである。更にＲＦはＤＣと違
って周波数が高いため電離したイオンと電子の分布によ
ってプラズマの電位と基板の電位の差が決まってくる。
すなわちイオンと電子のシナジティクによって基板とプ
ラズマの電位差が決まってくるものである。従って堆積
室内でスパークが起こりにくいという効果がある。その
結果安定したグロー放電を１０時間以上に及ぶ長時間維
持することが可能となる。
【００５５】また加えて、バンドギャップを変化させた
層を堆積させる際には、原料ガスの流量及び流量比が経
時的または空間的に変化するため、ＤＣの場合、ＤＣ電
圧を経時的または空間的に適宜変化させる必要がある。
ところが本発明の堆積膜形成方法に於いては、原料ガス
の流量及び流量比の経時的または空間的な変化によつて
イオンの割合が変化し、それに対応してＲＦのセルフバ
イアスが自動的に変化する。その結果ＲＦをバイアス棒
に印加して原料ガス流量及び原料ガス流量比を変えた場
合、ＤＣバイアスの場合と比較して放電が非常に安定す
る。
【００５６】更に加えて本発明の堆積膜形成方法に於い
て、所望のバンドギャップの変化を得るためには、シリ
コン原子含有ガスと炭素原子含有ガスとを堆積室から５
ｍ以下の距離のところで混合することが好ましい。５ｍ
より離れて前記原料ガスを混合すると、所望のバンドギ
ャップ変化に対応してマスフローコントロラーを制御し
ても原料ガスの混合位置が離れているために原料ガスの
変化に遅れや原料ガスの相互拡散が起こり、所望のバン
ドギャップに対してズレが生じる。即ち原料ガスの混合
位置が離れすぎているとバンドギャップの制御性が低下
するものである。
【００５７】また更に加えてｉ型層中に含有される水素
含有量を層厚方向に変化させるには、本発明の堆積膜形
成方法において、水素含有量を多くしたいところでバイ
アス棒に印加するＲＦエネルギーを大きくし、水素含有
量を少なくしたいところでバイアス棒に印加するＲＦエ
ネルギーを小さくすれば良い。一方、ＲＦエネルギーと
同時にＤＣエネルギーを印加する場合においては、水素
原子の含有量を多くしたいところでバイアス棒に印加す
るＤＣ電圧を＋極性で大きな電圧を印加すれば良く、水
素含有量を少なくしたいときには、バイアス棒に印加す
るＤＣ電圧を＋極性で小さな電圧を印加すれば良い。
【００５８】次に、本発明の堆積膜形成方法を以下に詳
細に説明する。
【００５９】まず図４の堆積室４０１内に堆積膜形成用
の基板４０４を取り付け堆積室内を１０-5Ｔｏｒｒ台以
下に充分に排気する。この排気にはターボ分子ポンプが
適しているが、オイル拡散ポンプであってもよい。オイ
ル拡散ポンプの場合はオイルが堆積室に逆拡散しないよ
うに堆積室４０１の内圧が１０-4以下になったらＨ2，
Ｈｅ，Ａｒ，Ｎｅ，Ｋｒ，Ｘｅ等のガスを堆積室内へ導
入するのがよい。堆積室内の排気を充分に行った後、Ｈ
2，Ｈｅ，Ａｒ，Ｎｅ，Ｋｒ，Ｘｅ等のガスを、堆積膜
形成用の原料ガスを流したときとほぼ同等の堆積室内圧
になるように堆積室内に導入する。堆積室内の圧力とし
ては、０．５〜５０ｍＴｏｒｒが最適な範囲である。
【００６０】堆積室内の圧力が安定したら、基板加熱ヒ
ーター４０５のスイッチを入れ基板を１００〜５００℃
に加熱する。基板の温度が所定の温度で安定したら
Ｈ2，Ｈｅ，Ａｒ，Ｎｅ，Ｋｒ，Ｘｅ等のガスを止め、
堆積膜形成用の原料ガスをガスボンベからマスフローコ
ンートローラーを介して所定の量を堆積室に導入する。
堆積室内へ導入される堆積膜形成用の原料ガスの供給量
は、堆積室の体積によって適宜決定されるものである。
一方堆積膜形成用の原料ガスを堆積室に導入した場合の
堆積室内の内圧は、本発明の堆積膜形成方法に於いて非
常に重要な因子であり、最適な堆積室内の内圧は、０．
５〜５０ｍＴｏｒｒである。
【００６１】また本発明の堆積膜形成方法に於いて、堆
積膜形成用に堆積室内に投入されるマイクロ波エネルギ
ーは、重要な因子である。マイクロ波エネルギーは堆積
室内に導入される原料ガスの流量によって適宜決定され
るものであるが、前記原料ガスを１００％分解するに必
要なマイクロ波エネルギーよりも小さいエネルギーであ
って、好ましい範囲としては、０．００５〜１Ｗ／ｃｍ
3である。マイクロ波エネルギーの好ましい周波数の範
囲としては０．５〜１０ＧＨｚが挙げられる。特に２．
４５ＧＨｚ付近の周波数が適している。また本発明の堆
積膜形成方法によって再現性のある堆積膜を形成するた
め、及び数時間から数十時間にわたって堆積膜を形成す
るためにはマイクロ波エネルギーの周波数の安定性が非
常に重要である。周波数の変動は±２％の範囲であるこ
とが好ましいものである。さらにマイクロ波のリップル
も±２％が好ましい範囲である。
【００６２】更に本発明の堆積膜形成方法に於いて堆積
室内にマイクロ波エネルギーと同時に投入されるＲＦエ
ネルギーは、マイクロ波エネルギーとの組み合わせに於
いて非常に重要な因子であり、ＲＦエネルギーの好まし
い範囲としては、０．０１〜２Ｗ／ｃｍ3である。ＲＦ
エネルギーの好ましい周波数の範囲としては１〜１００
ＭＨｚが挙げられる。特に１３．５６ＭＨｚが最適であ
る。またＲＦの周波数の変動は±２％以内で、波形はな
めらかな波形が好ましいものである。
【００６３】ＲＦエネルギーの供給は、ＲＦエネルギー
供給用のバイアス棒の面積とアースの面積との面積比に
よって適宜選択されるものではあるが、特にＲＦエネル
ギー供給用のバイアス棒の面積がアースの面積よりも狭
い場合、ＲＦエネルギー供給用の電源側のセルフバイア
ス（ＤＣ成分）をアースする方が好ましい。また、ＲＦ
エネルギー供給用の電源側のセルフバイアス（ＤＣ成
分）をアースしない場合は、ＲＦエネルギー供給用のバ
イアス棒の面積をプラズマが接するアースの面積よりも
大きくするのが好ましい。
【００６４】このようなマイクロ波エネルギーを導波部
４１２から誘電体窓４１３を介して堆積室に導入し、同
時にＲＦエネルギーをバイアス電源４０３からバイアス
棒（ＲＦ電極）４１０を介して堆積室に導入する。この
状態で所望の時間原料ガスを分解し前記基板上に所望の
層厚の堆積膜を形成する。その後マイクロ波エネルギー
およびＲＦエネルギーの投入を止め、堆積室内を排気
し、Ｈ2，Ｈｅ，Ａｒ，Ｎｅ，Ｋｒ，Ｘｅ等のガスで充
分パージした後、堆積した非単結晶半導体膜を堆積室か
ら取り出す。
【００６５】また前記ＲＦエネルギーに加えて、前記バ
イアス棒（ＲＦ電極）４１０にＤＣ電圧を印加しても良
い。ＤＣ電圧の極性としては前記バイアス棒がプラスに
なるように電圧を印加するのが好ましい方向である。そ
してＤＣ電圧の好ましい範囲としては、１０から３００
Ｖである。
【００６６】以上のような本発明のｉ型層の堆積膜形成
に用いられるシリコン原子または炭素原子を含有しガス
化し得る化合物としては、次のものが適している。
【００６７】例えば、シリコン原子を含有するガス化し
得る化合物としては、ＳｉＨ4、Ｓｉ2Ｈ6，ＳｉＦ4，Ｓ
ｉＦＨ3，ＳｉＦ2Ｈ2，ＳｉＦ3Ｈ，Ｓｉ3Ｈ8，Ｓｉ
Ｄ4，ＳｉＨＤ3，ＳｉＨ2Ｄ2，ＳｉＨ3Ｄ，ＳｉＦＤ3，
ＳｉＦ2Ｄ2，ＳｉＤ3Ｈ，Ｓｉ2Ｄ3Ｈ3等が挙げられる。
【００６８】具体的に炭素原子を含有しガス化し得る化
合物としては、ＣＨ4，ＣＤ4，ＣnＨ2n+2（ｎは整
数），ＣnＨ2n（ｎは整数），Ｃ2Ｈ2，Ｃ6Ｈ6，ＣＯ2，
ＣＯ等が挙げられる。
【００６９】本発明のマイクロ波プラズマ法により堆積
されるｉ型層に導入される価電子制御剤としては周期率
表第III族原及び第Ｖ族原子が挙げられる。第III族原子
導入用の出発物質として有効に使用されるものとして
は、具体的にはホウ素原子導入用として、Ｂ2Ｈ6，Ｂ4
Ｈ10，Ｂ5Ｈ9，Ｂ5Ｈ11，Ｂ6Ｈ10，Ｂ6Ｈ12，Ｂ6Ｈ14等
の水素化ホウ素、ＢＦ3，ＢＣｌ3，等のハロゲン化ホウ
素等を挙げることができる。このほかにＡｌＣｌ3，Ｇ
ａＣｌ3，ＩｎＣｌ3，ＴｌＣｌ3等も挙げることができ
る。また、第Ｖ族原子導入用の出発物質として有効に使
用されるのは、具体的には燐原子導入用として、Ｐ
Ｈ3，Ｐ2Ｈ4等の水素化燐、ＰＨ4Ｉ，ＰＦ3，ＰＦ5，Ｐ
Ｃｌ3，ＰＣｌ5，ＰＢｒ3，ＰＢｒ5，ＰＩ3等のハロゲ
ン化燐が挙げられる。このほかＡｓＨ3，ＡｓＦ3，Ａｓ
Ｃｌ3，ＡＳＢｒ3，ＡＳＦ5，ＳｂＨ3，ＳｂＦ3，Ｓｂ
Ｆ5，ＳｂＣｌ3，ＳｂＣｌ5，ＢｉＨ3，ＢｉＣｌ3，Ｂ
ｉＢｒ3等も挙げることができる。
【００７０】ｉ型層に本発明の目的を達成するために導
入される周期率表第III族原子及び第Ｖ族原子の導入量
は、１０００ｐｐｍ以下が好ましい範囲として挙げられ
る。また本発明の目的を達成するために周期率表第III
族原子と第Ｖ族原子を同時に補償するように添加するの
が好ましい。
【００７１】本発明の光起電力素子のＲＦプラズマＣＶ
Ｄ法によるｉ型層（ｉ型Ｓｉ層）の堆積には、図４に示
すマイクロ波プラズマＣＶＤ法による堆積膜形成装置を
利用することができるものである。図４に示すマイクロ
波プラズマＣＶＤ法による堆積膜形成装置を利用してＲ
ＦプラズマＣＶＤ法による堆積膜を形成する場合には、
マイクロ波エネルギーを供給しないで、ＲＦエネルギー
のみで堆積膜形成用の原料ガスを分解して堆積膜を形成
すれば良い。
【００７２】本発明の光起電力素子のｐ／ｉ界面に挿入
されるＲＦプラズマＣＶＤ法によるｉ型層（ｉ型Ｓｉ
層）は、以下のようにして堆積される。まずマイクロ波
プラズマＣＶＤ法によりｉ型層まで堆積した基板を堆積
室４０１のヒーター４０５上に基板４０４として取り付
ける。堆積室４０１の扉を閉じ堆積室内を１０-3Ｔｏｒ
ｒ台になるまで引き上げる。Ｈ2，Ｈｅ，Ｎｅ，Ａｒ，
Ｘｅ，Ｋｒ等の基板加熱用ガスをＲＦプラズマＣＶＤを
行うときと同等な流量及び圧力で流す。同時に、基板加
熱ヒーター４０５のスイッチを入れ、所望の基板温度に
成るように加熱ヒーター４０５の温度をセットする。基
板温度が所望の温度になったならば、基板加熱用ガスを
止め所望の堆積膜形成用の原料ガスを原料ガス供給装置
２０００から補助バルブ４０８とガス導入管４１１を介
して堆積室４０１内に導入する。
【００７３】堆積室の内圧が原料ガスによって所望の内
圧になって安定した後、ＲＦ電源から所望のＲＦエネル
ギーを不図示のマッチングボックスを介してＲＦ電極４
１０に導入する。そしてプラズマを生起し所望の堆積時
間堆積を持続する。所望の堆積時間堆積した後、ＲＦエ
ネルギーの供給を止め、基板加熱用のヒーターを切り、
堆積膜形成用の原料ガスを止め、堆積室内を充分にパー
ジする。基板温度が室温程度に下がった後、基板を堆積
室から取り出す。
【００７４】該ＲＦプラズマＣＶＤ法でｉ型Ｓｉ層を堆
積する場合、堆積室内の基板温度は、１００〜３５０
℃、内圧は、０．１〜１０Ｔｏｒｒ、ＲＦパワーは、
０．０１〜５．０Ｗ／ｃｍ3、堆積速度は、０．０１〜
２ｎｍ／ｓｅｃが最適条件として挙げられる。
【００７５】ＲＦの周波数としては１ＭＨｚ〜１００Ｍ
Ｈｚが適した範囲であり、特に１３．５６ＭＨｚ近傍の
周波数が最適である。更にＲＦ法においてはＲＦの周波
数の安定性も非常に大切な因子であって、好ましくは±
２％以内である。ＲＦパワーのリップルは５％以下であ
るのが好ましいものである。
【００７６】本発明に於いて、価電子制御するためにｉ
型Ｓｉ層に導入される価電子制御剤としては周期率表第
III族原及び第Ｖ族原子が挙げられる。第III族原子導入
用の出発物質として有効に使用されるものとして、具体
的にはホウ素原子導入用としては、Ｂ2Ｈ6，Ｂ4Ｈ10，
Ｂ5Ｈ9，Ｂ5Ｈ11，Ｂ6Ｈ10，Ｂ6Ｈ12，Ｂ6Ｈ14等の水素
化ホウ素、ＢＦ3，ＢＣｌ3，等のハロゲン化ホウ素等を
挙げることができる。このほかにＡｌＣｌ3，ＧａＣ
ｌ3，ＩｎＣｌ3，ＴｌＣｌ3等も挙げることができる。
【００７７】また、第Ｖ族原子導入用の出発物質として
有効に使用されるのは、具体的には燐原子導入用として
はＰＨ3，Ｐ2Ｈ4等の水素化燐、ＰＨ4Ｉ，ＰＦ3，Ｐ
Ｆ5，ＰＣｌ3，ＰＣｌ5，ＰＢｒ3，ＰＢｒ5，ＰＩ3等の
ハロゲン化燐が挙げられる。このほかＡｓＨ3，Ａｓ
Ｆ3，ＡｓＣｌ3，ＡＳＢｒ3，ＡＳＦ5，ＳｂＨ3，Ｓｂ
Ｆ3，ＳｂＦ5，ＳｂＣｌ3，ＳｂＣｌ5，ＢｉＨ3，Ｂｉ
Ｃｌ3，ＢｉＢｒ3等も挙げることができる。
【００７８】また以上の化合物をＨ2，Ｈｅ，Ｎｅ，Ａ
ｒ，Ｘｅ，Ｋｒ等のガスで適宣希釈して堆積室に導入し
ても良い。
【００７９】ｉ型Ｓｉ層に本発明の目的を達成するため
に導入される周期率表第III族原子及び第Ｖ族原子の導
入量は１０００ｐｐｍ以下が好ましい範囲として挙げら
れる。また本発明の目的を達成するために周期率表第II
I族原子と第Ｖ族原子を同時に補償するように添加する
のが好ましいものである。
【００８０】本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法によ
るｉ型層及びＲＦプラズマ法によるｉ型Ｓｉ層に窒素原
子または酸素原子導入用の出発物質として有効に使用さ
れるガスとして、例えば窒素原子導入ガスとしては、Ｎ
2，ＮＨ3，ＮＤ3，ＮＯ，ＮＯ2，Ｎ2Ｏ等が挙げられ
る。また、酸素原子導入ガスとしては、Ｏ2，ＣＯ，Ｃ
Ｏ2，ＮＯ，ＮＯ2，Ｎ2Ｏ，ＣＨ3ＣＨ2ＯＨ，ＣＨ3ＯＨ
等が挙げられる。
【００８１】本発明において更に好ましい堆積装置とし
てはマイクロ波プラズマＣＶＤ装置とＲＦプラズマＣＶ
Ｄ装置とを連続的に接続した装置が好ましいものであ
る。マイクロ波プラズマＣＶＤ法による堆積室とＲＦプ
ラズマＣＶＤ法による堆積室はゲートで分離されている
のが好ましいものである。該ゲートとしては機械的なゲ
ートバルブやガスゲート等が適しているものである。
【００８２】また、本発明においては、ｐ型層またはｎ
型層を積層構造とする場合、即ち、周期率表第III族元
素または／及び第Ｖ族元素を主構成元素とする層（ドー
ピング層Ａ）と、価電子制御剤を含有しシリコン原子を
主構成元素とする層（ドーピング層Ｂ）との積層構造か
らなるｐ型層またはｎ型層は、前記マイクロ波プラズマ
ＣＶＤ装置または前記ＲＦプラズマＣＶＤ装置を使用し
て行うことができる。
【００８３】ドーピング層Ａは、周期率表第III族元素
または／及び第Ｖ族元素を含有するガスを原料ガスとし
て用い、前記マイクロ波プラズマＣＶＤ法または前記Ｒ
ＦプラズマＣＶＤ法で堆積するのが好ましいものであ
る。特にドーピング層Ａの水素含有量を減少させるため
には、できるだけ高いパワーで原料ガスを分解して堆積
するのが好ましいものである。
【００８４】ドーピング層Ｂも、価電子制御剤として周
期率表第III族元素および／または第Ｖ族元素をシリコ
ン原子含有ガスと混合して前記マイクロ波プラズマＣＶ
Ｄ法または前記ＲＦプラズマＣＶＤ法で堆積するのが好
ましいものである。
【００８５】一方結晶相を含むドーピング層Ｂを、マイ
クロ波プラズマＣＶＤ法で堆積する場合、ＲＦエネルギ
ーはマイクロ波エネルギーよりも小さくし、マイクロ波
エネルギーは比較的大きくすることが好ましい。好まし
いマイクロ波エネルギーは０．１〜１．５Ｗ／ｃｍ3で
ある。更に結晶粒径を大きくするためには水素希釈を行
うのが好ましく、水素ガスによる原料ガスの希釈率は
０．０１〜１０％が好ましい範囲である。
【００８６】また結晶相を含むドーピング層Ｂを、ＲＦ
プラズマＣＶＤ法で堆積する場合、前記シリコン原子含
有ガスを、水素ガス（Ｈ2、Ｄ2）で０．０１〜１０％に
希釈して、ＲＦパワーは１〜１０Ｗ／ｃｍ2とするのが
好ましい条件である。
【００８７】本発明の光起電力素子のｐ型層または／及
びｎ型層をドーピング層Ａとドーピング層Ｂとの積層で
構成する場合、ドーピング層Ｂから始まってドーピング
層Ｂで終わるのが好ましいものである。たとえばＢＡ
Ｂ，ＢＡＢＡＢ，ＢＡＢＡＢＡＢ，ＢＡＢＡＢＡＢＡＢ
等の構成が好ましいものである。
【００８８】特に透明電極と積層構造からなるｐ型層ま
たは／及びｎ型層が接する場合ドーピング層Ｂと透明電
極が接している場合の方が、透明電極を構成する酸化イ
ンジウムまたは酸化スズへの周期率表第III族元素及び
／または第Ｖ族元素の拡散を防止でき、光起電力素子の
光電気変換効率の経時的な低下を減少させることができ
る。
【００８９】次に本発明の光起電力素子の構成を更に詳
細に述べる。
【００９０】（導電性基板） 導電性基板は、導電性材料であってもよく、絶縁性材料
または導電性材料で支持体を形成し、その上に導電性処
理をしたものであっても良い。導電性支持体としては、
例えば、ＮｉＣｒ，ステンレス、Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ａ
ｕ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｔｉ，Ｐｔ，Ｐｂ，Ｓｎ等の金
属、またはこれらの合金が挙げられる。
【００９１】電気絶縁性支持体としては、ポリエステ
ル、ポリエチレン、ポリカーボネート、セルロースアセ
テート、ポリプロピレン、ポリ塩化ビニル、ポリ塩化ビ
ニリデン、ポリスチレン、ポリアミド等の合成樹脂のフ
ィルム、またはシート、あるいはガラス、セラミック
ス、紙などが挙げられる。これらの電気絶縁性支持体
は、好適には少なくともその一方の表面を導電処理し、
該導電処理された表面側に光起電力層を設けるのが望ま
しい。
【００９２】たとえばガラスであれば、その表面に、Ｎ
ｉＣｒ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｉｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｔ
ｉ，Ｐｔ，Ｐｂ，Ｉｎ2Ｏ3，ＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3＋ＳｎＯ
2）等から成る薄膜を設けることによって導電性を付与
し、或いはポリエステルフイルム等の合成樹脂フィルム
であれば、ＮｉＣｒ，Ａｌ，Ａｇ，Ｐｂ，Ｚｎ，Ｎｉ，
Ａｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｉｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｔｌ，Ｐｔ
等の金属薄膜を真空蒸着、電子ビーム蒸着、スパッタリ
ング等でその表面に設け、または前記金属でその表面を
ラミネート処理して、その表面に導電性を付与する。支
持体の形状は平滑表面あるいは凹凸表面のシート状であ
ることができる。その厚さは所望通りの光起電力素子を
形成し得るように適宜決定されるが、光起電力素子とし
ての柔軟性が要求される場合には、支持体としての機能
が十分発揮される範囲で可能な限り薄くすることができ
る。しかしながら、支持体の製造上、取扱い上、及び機
械的強度等の点から、通常は１０μｍ以上とされる。
【００９３】（光反射層） 光反射層としては、Ａｇ，Ａｌ，Ｃｕ，ＡｌＳｉ等の可
視光から近赤外で反射率の高い金属が適している。これ
らの金属は、抵抗加熱真空蒸着法、電子ビーム真空蒸着
法、共蒸着及びスパッタリング法等で形成するのが適し
ている。光反射層としてのこれらの金属の層厚としては
１０ｎｍから５０００ｎｍが適した層厚として挙げられ
る。これらの金属をテクスチャー化するためにはこれら
の金属の堆積時の基板温度を２００℃以上とすれば良
い。
【００９４】（反射増加層） 反射増加層としてはＺｎＯ，ＳｎＯ2，Ｉｎ2Ｏ3，ＩＴ
Ｏ，ＴｉＯ2，ＣｄＯ，Ｃｄ2ＳｎＯ4，Ｂｉ2Ｏ3，Ｍｏ
Ｏ3，ＮａxＷＯ3等が最適なものとして挙げられる。
【００９５】該反射増加層の堆積方法としては真空蒸着
法、スパッタリング法、ＣＶＤ法、スプレー法、スピン
オン法、ディプ法等が適した方法として挙げられる。
【００９６】また反射増加層の層厚としては、前記反射
増加層の材料の屈折率によって最適な層厚は異なるが、
好ましい層厚の範囲としては５０ｎｍ〜１０μｍが挙げ
られる。更に反射増加層をテクスチャー化するために
は、該反射増加層を堆積する場合の基板温度を３００℃
以上に上げるのが好ましいものである。
【００９７】 （ｐ型層またはｎ型層：第２、第１の導電型層） ｐ型層またはｎ型層は、光起電力素子の特性を左右する
重要な層である。
【００９８】ｐ型層またはｎ型層の非晶質材料（ａ−と
表示する）（微結晶材料（μｃ−と表示する）も非晶質
材料の範ちゅうに含める）としては、例えばａ−Ｓｉ：
Ｈ，ａ−Ｓｉ：ＨＸ，ａ−ＳｉＣ：Ｈ，ａ−ＳｉＣ：Ｈ
Ｘ，ａ−ＳｉＧｅ：Ｈ，ａ−ＳｉＧｅＣ：Ｈ，ａ−Ｓｉ
Ｏ：Ｈ，ａ−ＳｉＮ：Ｈ，ａ−ＳｉＯＮ：ＨＸ，ａ−Ｓ
ｉＯＣＮ：ＨＸ，μｃ−Ｓｉ：Ｈ，μｃ−ＳｉＣ：Ｈ，
μｃ−Ｓｉ：ＨＸ，μｃ−ＳｉＣ：ＨＸ，μｃ−ＳｉＧ
ｅ：Ｈ，μｃ−ＳｉＯ：Ｈ，μｃ−ＳｉＧｅＣ：Ｈ，μ
ｃ−ＳｉＮ：Ｈ，μｃ−ＳｉＯＮ：ＨＸ，μｃ−ＳｉＯ
ＣＮ：ＨＸ，等にｐ型の価電子制御剤（周期率表第III
族原子Ｂ，Ａｌ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｔｌ）やｎ型の価電子制
御剤（周期率表第Ｖ族原子Ｐ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ）を高
濃度に添加した材料が挙げられ、多結晶材料（ｐｏｌｙ
−と表示する）としては、例えばｐｏｌｙ−Ｓｉ：Ｈ，
ｐｏｌｙ−Ｓｉ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：Ｈ，ｐｏｌ
ｙ−ＳｉＣ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−ＳｉＧｅ：Ｈ，ｐｏｌｙ
−Ｓｉ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ，ｐｏｌｙ−ＳｉＧｅ，等に
ｐ型の価電子制御剤（周期率表第III族原子Ｂ，Ａｌ，
Ｇａ，Ｉｎ，Ｔｌ）やｎ型の価電子制御剤（周期率表第
Ｖ族原子Ｐ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ）を高濃度に添加した材
料が挙げられる。
【００９９】特に光入射側のｐ型層またはｎ型層には、
光吸収の少ない結晶性の半導体層かバンドギャップの広
い非晶質半導体層が適している。
【０１００】ｐ型層への周期率表第III族原子の添加量
及びｎ型層への周期率表第Ｖ族原子の添加量は０．１〜
５０ａｔ％が最適量として挙げられる。
【０１０１】またｐ型層またはｎ型層に含有される水素
原子（Ｈ，Ｄ）またはハロゲン原子はｐ型層またはｎ型
層の未結合手を補償する働きをし、ｐ型層またはｎ型層
のドーピング効率を向上させるものである。ｐ型層また
はｎ型層へ添加される水素原子またはハロゲン原子は
０．１〜４０ａｔ％が最適量として挙げられる。特にｐ
型層またはｎ型層が結晶性の場合、水素原子またはハロ
ゲン原子は０．１〜８ａｔ％が最適量として挙げられ
る。更にｐ型層／ｉ型層、ｎ型層／ｉ型層の各界面側で
水素原子または／及びハロゲン原子の含有量が多く分布
しているものが好ましい分布形態として挙げられ、該界
面近傍での水素原子または／及びハロゲン原子の含有量
はバルク内の含有量の１．１〜２倍の範囲が好ましい範
囲として挙げられる。このようにｐ型層／ｉ型層、ｎ型
層／ｉ型層の各界面近傍で水素原子またはハロゲン原子
の含有量を多くすることによって該界面近傍の欠陥準位
や機械的歪を減少させることができ、本発明の光起電力
素子の光起電力や光電流を増加させることができる。
【０１０２】光起電力素子のｐ型層及びｎ型層の電気特
性としては活性化エネルギーが０．２ｅＶ以下のものが
好ましく、０．１ｅＶ以下のものが最適である。また比
抵抗としては１００Ωｃｍ以下が好ましく、１Ωｃｍ以
下が最適である。さらにｐ型層及びｎ型層の層厚は１〜
５０ｎｍが好ましく、３〜１０ｎｍが最適である。
【０１０３】光起電力素子のｐ型層またはｎ型層の堆積
に適した原料ガスとしては、シリコン原子を含有したガ
ス化し得る化合物、ゲルマニウム原子を含有したガス化
し得る化合物、炭素原子を含有したガス化し得る化合物
等、及び該化合物の混合ガスを挙げることができる。
【０１０４】具体的にシリコン原子を含有するガス化し
得る化合物としては、例えばＳｉＨ4、Ｓｉ2Ｈ6，Ｓｉ
Ｆ4，ＳｉＦＨ3，ＳｉＦ2Ｈ2，ＳｉＦ3Ｈ，Ｓｉ3Ｈ8，
ＳｉＤ4，ＳｉＨＤ3，ＳｉＨ2Ｄ2，ＳｉＨ3Ｄ，ＳｉＦ
Ｄ3，ＳｉＦ2Ｄ2，ＳｉＤ3Ｈ，Ｓｉ2Ｄ3Ｈ3等が挙げら
れる。
【０１０５】具体的にゲルマニウム原子を含有するガス
化し得る化合物としては、ＧｅＨ4，ＧｅＤ4，Ｇｅ
Ｆ4，ＧｅＦＨ3，ＧｅＦ2Ｈ2，ＧｅＦ3Ｈ，ＧｅＨＤ3，
ＧｅＨ2Ｄ2，ＧｅＨ3Ｄ，ＧｅＨ6，ＧｅＤ6等が挙げら
れる。
【０１０６】具体的に炭素原子を含有するガス化し得る
化合物としてはＣＨ4，ＣＤ4，ＣnＨ2n+2（ｎは整
数），ＣnＨ2n（ｎは整数），Ｃ2Ｈ2，Ｃ6Ｈ6，ＣＯ2，
ＣＯ等が挙げられる。
【０１０７】価電子制御するためにｐ型層またはｎ型層
に導入される物質としては周期率表第III族原及び第Ｖ
族原子が挙げられる。
【０１０８】第III族原子導入用の出発物質として有効
に使用されるものとして、具体的にはホウ素原子導入用
としては、Ｂ2Ｈ6，Ｂ4Ｈ10，Ｂ5Ｈ9，Ｂ5Ｈ11，Ｂ6Ｈ
10，Ｂ6Ｈ12，Ｂ6Ｈ14等の水素化ホウ素、ＢＦ3，ＢＣ
ｌ3，等のハロゲン化ホウ素等を挙げることができる。
このほかにＡｌＣｌ3，ＧａＣｌ3，ＩｎＣｌ3，ＴｌＣ
ｌ3等も挙げることができる。特にＢ2Ｈ6，ＢＦ3が適し
ている。
【０１０９】第Ｖ族原子導入用の出発物質として有効に
使用されるのは、具体的には燐原子導入用としてはＰＨ
3，Ｐ2Ｈ4等の水素化燐、ＰＨ4Ｉ，ＰＦ3，ＰＦ5，ＰＣ
ｌ3，ＰＣｌ5，ＰＢｒ3，ＰＢｒ5，ＰＩ3等のハロゲン
化燐が挙げられる。このほかＡｓＨ3，ＡｓＦ3，ＡｓＣ
ｌ3，ＡＳＢｒ3，ＡＳＦ5，ＳｂＨ3，ＳｂＦ3，Ｓｂ
Ｆ5，ＳｂＣｌ3，ＳｂＣｌ5，ＢｉＨ3，ＢｉＣｌ3，Ｂ
ｉＢｒ3等も挙げることができる。特にＰＨ3，ＰＦ3が
適している。
【０１１０】また前記ガス化し得る化合物をＨ2，Ｈ
ｅ，Ｎｅ，Ａｒ，Ｘｅ，Ｋｒ等のガスで適宜希釈して堆
積室に導入しても良い。
【０１１１】光起電力素子に適したｐ型層またはｎ型層
の堆積方法は、ＲＦプラズマＣＶＤ法とマイクロ波プラ
ズマＣＶＤ法である。
【０１１２】特にＲＦプラズマＣＶＤ法で堆積する場
合、容量結合型のＲＦプラズマＣＶＤ法が適している。
ＲＦプラズマＣＶＤ法でｐ型層またはｎ型層を堆積する
場合、堆積室内の基板温度は１００〜３５０℃、内圧は
０．１〜１０Ｔｏｒｒ、ＲＦパワーは０．０１〜５．０
Ｗ／ｃｍ3、堆積速度は０．０１〜３ｎｍ／ｓｅｃが最
適条件として挙げられる。
【０１１３】特に微結晶半導体やａ−ＳｉＣ：Ｈ等の光
吸収の少ないかバンドギャップの広い層を堆積する場合
は水素ガスで２〜１００倍に原料ガスを希釈し、ＲＦパ
ワーは比較的高いパワーを導入するのが好ましいもので
ある。ＲＦの周波数としては１ＭＨｚ〜１００ＭＨｚが
適した範囲であり、特に１３．５６ＭＨｚ近傍の周波数
が最適である。
【０１１４】ｐ型層またはｎ型層をマイクロ波プラズマ
ＣＶＤ法で堆積する場合、マイクロ波プラズマＣＶＤ装
置は、堆積室に誘電体窓（アルミナセラミックス等）を
介して導波管でマイクロ波を導入する方法が適してい
る。
【０１１５】マイクロ波プラズマＣＶＤ法でｐ型層また
はｎ型層を堆積するには、本発明の堆積膜形成方法も適
した堆積方法であるが、更に広い堆積条件で光起電力素
子に適用可能な堆積膜を形成することができる。
【０１１６】本発明の方法以外でｐ型層またはｎ型層を
マイクロ波プラズマＣＶＤ法で、堆積する場合、堆積室
内の基板温度は１００〜４００℃、内圧は０．５〜３０
ｍＴｏｒｒ、マイクロ波パワーは０．０１〜１Ｗ／ｃｍ
3マイクロ波の周波数は０．５〜１０ＧＨｚが好ましい
範囲として挙げられる。
【０１１７】特に微結晶半導体やａ−ＳｉＣ：Ｈ等の光
吸収の少ないかバンドギャップの広い層を堆積する場合
は水素ガスで２〜１００倍に原料ガスを希釈し、マイク
ロ波パワーは比較的高いパワーを導入するのが好ましい
ものである。
【０１１８】 （マイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層） 光起電力素子に於いて、ｉ型層は照射光に対してキャリ
アを発生輸送する重要な層である。
【０１１９】ｉ型層としては、僅かｐ型、僅かｎ型の層
も使用できるものである。本発明の光起電力素子のｉ型
層としては、シリコン原子と炭素原子とを含有してｉ型
層の層厚方向にバンドギャップがなめらかに変化し、バ
ンドギャップの極小値がｉ型層の中央の位置よりｐ型層
とｉ型層の界面方向に片寄っている。該ｉ型層中には、
ドナーとなる価電子制御剤とアクセプターとなる価電子
制御剤とが同時にドーピングされているものがより適し
たものである。
【０１２０】ｉ型層に含有される水素原子（Ｈ，Ｄ）ま
たはハロゲン原子（Ｘ）は、ｉ型層の未結合手を補償す
る働きをし、ｉ型層でのキァリアの移動度と寿命の積を
向上させるものである。またｐ型層／ｉ型層、ｎ型層／
ｉ型層の各界面の界面準位を補償する働きをし、光起電
力素子の光起電力、光電流そして光応答性を向上させる
効果のあるものである。ｉ型層に含有される水素原子ま
たは／及びハロゲン原子は１〜４０ａｔ％が最適な含有
量として挙げられる。
【０１２１】特に、ｐ型層／ｉ型層、ｎ型層／ｉ型層の
各界面側で水素原子または／及びハロゲン原子の含有量
が多く分布しているものが好ましい分布形態として挙げ
られ、該界面近傍での水素原子または／及びハロゲン原
子の含有量はバルク内の含有量の１．１〜２倍の範囲が
好ましい範囲として挙げられる。更にシリコン原子の含
有量の増減方向とは反対方向に水素原子または／及びハ
ロゲン原子の含有量が変化していることが好ましいもの
である。シリコン原子の含有量が最小のところでの水素
原子または／ハロゲン原子の含有量は１〜１０ａｔ％が
好ましい範囲で、水素原子または／及びハロゲン原子の
含有量の最大の領域の０．３〜０．８倍が好ましい範囲
である。
【０１２２】水素原子または／及びハロゲン原子の含有
量は、シリコン原子の含有量の変化の方向と反対方向に
変化させる、即ちバンドギャップに対応して、バンドギ
ャップの狭いところで水素原子または／及びハロゲン原
子の含有量が少なくなっているものである。メカニズム
の詳細については不明ではあるが、本発明の堆積膜形成
方法によればシリコン原子と炭素原子を含有する合金系
半導体の堆積に於いて、シリコン原子と炭素原子のイオ
ン化率の違いによってそれぞれの原子が獲得するエネル
ギーに差が生じ、その結果合金系半導体において水素含
有量または／ハロゲン含有量が少なくても十分に緩和が
進み良質な合金系半導体が堆積できるものと考えられ
る。
【０１２３】加えてシリコン原子と炭素原子とを含有す
るｉ型層に酸素及び／または窒素を１００ｐｐｍ以下の
微量添加することによって、光起電力素子の長期にわた
る振動によるアニーリングに対して耐久性が良くなるも
のである。その原因については詳細は不明であるが、シ
リコン原子と炭素原子との構成比が層厚方向に連続的に
変化しているためシリコン原子と炭素原子とが一定の割
合で混合されている場合よりも残留歪が多くなる傾向に
なるものと考えられる。このような系に酸素原子または
／及び窒素原子を添加することによって構造的な歪を減
少させることができ、その結果、光起電力素子の長期に
わたる振動によるアニーリングに対して耐久性が良くな
るものと考えられる。酸素原子または／及び窒素原子の
層厚方向での分布としては炭素原子の含有量に対応して
増減している分布が好ましいものである。この分布は水
素原子または／及びハロゲン原子の分布と対応した分布
であるが、構造的な歪を取り除く効果と未結合手を減少
させる効果とのかねあいでこのような分布が好ましいも
のと考えられる。
【０１２４】更にこのような水素原子（または／及びハ
ロゲン原子）及び酸素原子（または／及び窒素原子）を
分布させることによって価電子帯及び伝導帯のテイルス
テイトがなめらかに連続的に接続されるものである。
【０１２５】ｉ型層の層厚は、光起電力素子の構造（例
えばシングルセル、タンデムセル、トリプルセル）及び
ｉ型層のバンドギャップに大きく依存するが０．０５〜
１．０μｍが最適な層厚として挙げられる。
【０１２６】本発明の堆積膜形成方法によるシリコン原
子と炭素原子を含有するｉ型層は、堆積速度を２．５ｎ
ｍ／ｓｅｃ以上に上げても価電子帯側のテイルステイト
が少ないものであって、テイルステイトの傾きは６０ｍ
ｅＶ以下であり、且つ電子スピン共鳴（ｅｓｒ）による
未結合手の密度は１０17／ｃｍ3以下である。
【０１２７】またｉ型層のバンドギャップはｐ型層／ｉ
型層、ｎ型層／ｉ型層の各界面側で広くなるように設計
すことが好ましいものである。このように設計すること
によって、光起電力素子の光起電力、光電流を大きくす
ることができ、更に長時間使用した場合の光劣化等を防
止することができる。
【０１２８】 （ＲＦプラズマＣＶＤ法によるｉ型層：ｉ型Ｓｉ層） ＲＦプラズマＣＶＤ法によるｉ型層は、２ｎｍ／ｓｅｃ
以下の堆積速度で堆積したものであって、堆積膜中に含
有される水素原子及び／またはハロゲン原子の含有量は
１〜４０ａｔ％の範囲が好ましいものである。水素原子
及び／またはハロゲン原子の結合状態はシリコン原子に
水素原子１個結合した状態またはハロゲン原子１個が結
合した状態が好ましいものである。シリコン原子に水素
原子が１個結合した状態を表す赤外吸収スペクトルの２
０００ｃｍ-1ピークの半値幅ピークが、マイクロ波プラ
ズマＣＶＤ法によるｉ型層の２０００ｃｍ-1のピークの
半値幅ピークより広くなっているものが好ましいもので
ある。
【０１２９】（透明電極） 透明電極はインジウム酸化物、インジウム−スズ酸化物
の透明電極が適したものである。
【０１３０】透明電極は以下のようにして堆積される。
透明電極の堆積にはスパッタリング法と真空蒸着法が最
適な堆積方法である。
【０１３１】マグネトロンスパッタリング装置におい
て、インジウム酸化物から成る透明電極を基板上に堆積
する場合、ターゲットは金属インジウム（Ｉｎ）やイン
ジウム酸化物（Ｉｎ2Ｏ3）等のターゲットが用いられ
る。また、インジウム−スズ酸化物から成る透明電極を
基板上に堆積する場合、ターゲットは金属スズ（Ｓ
ｎ）、金属インジウムまたは金属スズと金属インジウム
の合金、スズ酸化物、インジウム酸化物、インジウム−
スズ酸化物等のターゲットを適宜組み合わせて用いられ
る。
【０１３２】スパッタリング法で堆積する場合、基板温
度は重要な因子であって、２５℃〜６００℃が好ましい
範囲として挙げられる。スパッタリング用のガスとし
て、アルゴンガス（Ａｒ），ネオンガス（Ｎｅ），キセ
ノンガス（Ｘｅ），ヘリウムガス（Ｈｅ）等の不活性ガ
スが挙げられ、特にＡｒガスが最適なものである。また
前記不活性ガスに酸素ガス（Ｏ2）を必要に応じて添加
することが好ましいものである。特に金属をターゲット
にしている場合、酸素ガス（Ｏ2）は必須のものであ
る。
【０１３３】更に、前記不活性ガス等によってターゲッ
トをスパッタリングする場合、放電空間の圧力は効果的
にスパッタリングを行うために、０．１〜５０ｍＴｏｒ
ｒが好ましい範囲として挙げられる。
【０１３４】また、電源としてはＤＣ電源やＲＦ電源が
適したものとして挙げられる。スパッタリング時の電力
としては１０〜１０００Ｗが適した範囲である。
【０１３５】透明電極の堆積速度は、放電空間内の圧力
や放電電力に依存し、最適な堆積速度としては、０．０
１〜１０ｎｍ／ｓｅｃの範囲である。透明電極の層厚
は、反射防止膜の条件を満たすような条件に堆積するの
が好ましいものである。具体的な該透明電極の層厚とし
ては５０〜３００ｎｍが好ましい範囲として挙げられ
る。
【０１３６】真空蒸着法において透明電極を堆積するに
適した蒸着源としては、金属スズ、金属インジウム、イ
ンジウム−スズ合金が挙げられる。また透明電極を堆積
するときの基板温度としては２５℃〜６００℃の範囲が
適した範囲である。
【０１３７】更に、透明電極を堆積するとき、堆積室を
１０-6Ｔｏｒｒ台以下に減圧した後に酸素ガス（Ｏ2）
を５×１０-5Ｔｏｒｒ〜９×１０-4Ｔｏｒｒの範囲で堆
積室に導入することが必要である。この範囲で酸素を導
入することによって蒸着源から気化した前記金属が気相
中の酸素と反応して良好な透明電極が堆積される。
【０１３８】また、前記真空度でＲＦ電力を導入してプ
ラズマを発生させて、該プラズマを介して蒸着を行って
も良い。上記条件による透明電極の好ましい堆積速度の
範囲としては、０．０１〜１０ｎｍ／ｓｅｃである。堆
積速度が０．０１ｎｍ／ｓｅｃ未満であると生産性が低
下し、１０ｎｍ／ｓｅｃより大きくなると粗い膜となり
透過率、導電率や密着性が低下する。
【０１３９】次に、本発明の発電システムを説明する。
本発明の発電システムは、前述した本発明の光起電力素
子と、該光起電力素子の電圧及び／または電流をモニタ
ーしながら、光起電力素子から蓄電池及び／または外部
負荷へ供給する電力を制御する制御システム、及び前記
光起電力素子から供給される電力を蓄積及び／または外
部負荷へ供給するための蓄電池から構成されていること
を特徴としている。
【０１４０】図１８は本発明の電力供給システムの一例
であって、光起電力素子を利用した充電、および電力供
給用基本回路である。該回路は本発明の光起電力素子を
太陽電池モジュールとし、逆流防止用ダイオード（Ｃ
Ｄ）、電圧をモニターし電圧を制御する電圧制御回路
（定電圧回路）、蓄電池、負荷等から構成されている。
逆流防止用ダイオードとしてはシリコンダイオードやシ
ョットキーダイオード等が適している。蓄電池として
は、ニッケルカドミニウム電池、充電式酸化銀電池、鉛
蓄電池、フライホイールエネルギー貯蔵ユニット等が挙
げられる。
【０１４１】電圧制御回路は、電池が満充電になるまで
は太陽電池の出力とほぼ等しいが、満充電になると、充
電制御ＩＣにより充電電流はストップされる。
【０１４２】このような光起電力を利用した太陽電池シ
ステムは、自動車用のバッテリー充電システム、船用バ
ッテリー充電システム、街灯点灯システム、排気システ
ム等の電源として使用可能である。
【０１４３】以上のように本発明の光起電力素子を太陽
電池として使用した電源システムは、長期間安定して使
用でき、且つ太陽電池に照射される照射光が変動する場
合に於いても光起電力素子として充分に機能することか
ら、優れた安定性を示すものである。
【０１４４】
【実施例】以下、本発明の非単結晶炭化シリコン太陽電
池の作製によって本発明の効果を詳細に説明するが、本
発明はこれに限定されるものではない。
【０１４５】《実施例１》 まず、基板の作製を行った。５０×５０ｍｍ2のステン
レス基板をアセトンとイソプロパノールで超音波洗浄
し、乾燥させた。スパッタリング法を用いて室温でステ
ンレス基板表面上に層厚０．３μｍのＡｇ（銀）の反射
層とその上に３５０℃で層厚１．０μｍのＺｎＯ（酸化
亜鉛）の反射増加層を作製した。
【０１４６】次に、図４に示す原料ガス供給装置２００
０と堆積装置４００からなるグロー放電分解法を用いた
製造装置により、反射増加層上に半導体層を作製した。
図中の２０４１〜２０４７のガスボンベには、本発明の
光起電力素子を作製するための原料ガスが密封されてお
り、２０４１はＳｉＨ4ガス（純度９９．９９９％）ボ
ンベ、２０４２はＣＨ4ガス（純度９９．９９９９％）
ボンベ、２０４３はＨ2ガス（純度９９．９９９９％）
ボンベ、２０４４はＨ2ガスで１００ｐｐｍに希釈した
ＰＨ3ガス（純度９９．９９％、以下「ＰＨ3／Ｈ2」と
記する）ボンベ、２０４５はＨ2ガスで１００ｐｐｍに
希釈されたＢ2Ｈ6ガス（純度９９．９９％、以下「Ｂ2
Ｈ6／Ｈ2」と略記する）ボンベ、２０４６はＨ2ガスで
１％に希釈されたＮＨ3ガス（純度９９．９９９９％、
以下「ＮＨ3／Ｈ2」と略記する）ボンベ、２０４７はＨ
ｅガスで１％に希釈されたＯ2ガス（純度９９．９９９
９％、以下「Ｏ2／Ｈｅ」と略記する）ボンベである。
予め、ガスボンベ２０４１〜２０４７を取り付ける際
に、各々のガスを、バルブ２０２１〜２０２７までのガ
ス配管内に導入し、圧力調整器２０３１〜２０３７によ
り各ガス圧力を２ｋｇ／ｃｍ2に調整した。尚、ＳｉＨ4
ガスとＣＨ4ガスは、堆積室から１ｍのところで混合し
た。
【０１４７】次に、反射層と反射増加層が形成されてい
る基板４０４の裏面を加熱ヒーター４０５に密着させ、
堆積室４０１のリークバルブ４０９を閉じ、コンダクタ
ンスバルブ４０７を全開にして、不図示の真空ポンプに
より堆積室４０１内を真空排気し、真空計４０２の読み
が約１×１０-4Ｔｏｒｒになった時点でバルブ２００１
〜２００７、補助バルブ４０８を開けて、ガス配管内部
を真空排気し、再び真空計４０２の読みが約１×１０-4
Ｔｏｒｒになった時点でバルブ２００１〜２００７を閉
じ、２０３１〜２０３７を徐々に開けて、各々のガスを
マスフローコントローラー２０１１〜２０１７内に導入
した。
【０１４８】以上のようにして成膜の準備が完了した
後、基板４０４上に、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ
型層の半導体層の作製を行なった。
【０１４９】ｎ型層を作製するには、補助バルブ４０
８、バルブ２００３を徐々に開けて、Ｈ2ガスをガス導
入管４１１を通じて堆積室４０１内に導入し、Ｈ2ガス
流量が５０ｓｃｃｍになるようにマスフローコントロー
ラー２０１３を設定し、堆積室内の圧力が１．０Ｔｏｒ
ｒになるように真空計４０２を見ながらコンダクタンス
バルブで調整し、基板４０４の温度が３５０℃になるよ
うに加熱ヒーター４０５を設定した。基板が十分加熱さ
れたところで、さらにバルブ２００１、２００４を徐々
に開いて、ＳｉＨ4ガス、ＰＨ3／Ｈ2ガスを堆積室４０
１内に流入させた。この時、ＳｉＨ4ガス流量が２ｓｃ
ｃｍ、Ｈ2ガス流量が１００ｓｃｃｍ、ＰＨ3／Ｈ2ガス
流量が２０ｓｃｃｍとなるように各々のマスフローコン
トローラー２０１１、２０１３、２０１４で調整した。
堆積室４０１内の圧力は、１．０Ｔｏｒｒとなるように
真空計４０２を見ながらコンダクタンスバルブ４０７の
開口を調整した。シャッター４１５が閉じられているこ
とを確認し、ＲＦ電源の電力を０．００７Ｗ／ｃｍ3に
設定し、ＲＦ電極４１０にＲＦ電力を導入し、グロー放
電を生起させ、シャッターを開け、基板４０４上にｎ型
層の作製を開始し、層厚２０ｎｍのｎ型層を作製したと
ころでシャッターを閉じ、ＲＦ電源を切って、グロー放
電を止め、ｎ型層の形成を終えた。バルブ２００１、２
００４を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4ガス、Ｐ
Ｈ3／Ｈ2ガスの流入を止め、５分間、堆積室４０１内へ
Ｈ2ガスを流し続けたのち、流出バルブ２００３を閉
じ、堆積室４０１内およびガス配管内を真空排気した。
【０１５０】次に、ｉ型層を作製するには、バルブ２０
０３を徐々に開けて、Ｈ2ガスを堆積室４０１内に導入
し、Ｈ2ガス流量が３００ｓｃｃｍになるようにマスフ
ローコントローラー２０１３で調節した。堆積室内の圧
力が０．０１Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見な
がらコンダクタンスバルブで調整し、基板４０４の温度
が３５０℃になるように加熱ヒーター４０５を設定し、
基板が十分加熱されたところでさらにバルブ２００１、
２００２を徐々に開いて、ＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガスを堆
積室４０１内に流入させた。この時、ＳｉＨ4ガス流量
が１００ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガス流量３０ｓｃｃｍ、Ｈ2ガ
ス流量が３００ｓｃｃｍとなるように各々のマスフロー
コントローラーで調整した。堆積室４０１内の圧力は、
０．０１Ｔｏｒｒとなるように真空計４０２を見ながら
コンダクタンスバルブ４０７の開口を調整した。次に、
ＲＦ電源４０３の電力を０．４０Ｗ／ｃｍ3に設定し、
ＲＦ電極４１０に印加した。その後、不図示のμＷ電源
の電力を０．２０Ｗ／ｃｍ3に設定し、誘電体窓４１３
を通して堆積室４０１内にμＷ電力を導入し、グロー放
電を生起させ、シャッターを開け、ｎ型層上にｉ型層の
作製を開始した。マスフローコントローラーに接続され
たコンピューターを用い、図５に示した流量変化パター
ンに従ってＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガスの流量を変化させ、
層厚３００ｎｍのｉ型層を作製したところで、シャッタ
ーを閉じ、μＷ電源を切ってグロー放電を止め、続い
て、ＲＦ電源４０３を切り、ｉ型層の作製を終えた。バ
ルブ２００１、２００２を閉じて、堆積室４０１内への
ＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガスの流入を止め、５分間、堆積室
４０１内へＨ2ガスを流し続けたのち、バルブ２００３
を閉じて堆積室４０１内およびガス配管内を真空排気し
た。
【０１５１】次に、ｉ型Ｓｉ層を作製するには、バルブ
２００３を徐々に閉けて、Ｈ2ガスを堆積室４０１内に
導入し、Ｈ2ガス流量が５０ｓｃｃｍになるようにマス
フローコントローラー２０１３で調節した。堆積室内の
圧力が１．５Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見な
がらコンダクタンスバルブで調整し、基板４０４の温度
が２５０℃になるように加熱ヒーター４０５を設定し、
基板が十分加熱されたところでさらにバルブ２００１を
徐々に開いて、ＳｉＨ4ガスを堆積室４０１内に流入さ
せた。この時、ＳｉＨ4ガス流量が２ｓｃｃｍ、Ｈ2ガス
流量が１００ｓｃｃｍとなるように各々のマスフローコ
ントローラーで調整した。堆積室４０１内の圧力は、
１．５Ｔｏｒｒとなるように真空計４０２を見ながらコ
ンダクタンスバルブ４０７の開口を調整した。ＲＦ電源
を０．００７Ｗ／ｃｍ3に設定してＲＦ電力を導入し、
グロー放電を生起させた。シャッター４１５を開け、
０．１ｎｍ／ｓｅｃの堆積速度で、ｉ型層上にｉ型Ｓｉ
層の形成を開始した。
【０１５２】層厚２０ｎｍのｉ型Ｓｉ層を作製したとこ
ろでシャッターを閉じ、ＲＦ電源を切り、グロー放電を
止めてｉ型Ｓｉ層の形成を終えた。バルブ２００１を閉
じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4ガスの流入を止め、
５分間、堆積室４０１内へＨ2ガスを流し続けたのち、
バルブ２００３を閉じ、堆積室４０１内及びガス配管内
を真空排気した。
【０１５３】ｐ型層を作製するには、バルブ２００３を
徐々に開けて、Ｈ2ガスを堆積室４０１内に導入し、Ｈ2
ガス流量が５０ｓｃｃｍになるようにマスフローコント
ローラー２０１３で調節した。堆積室内の圧力が２．０
Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見ながらコンダク
タンスバルブで調整し、基板４０４の温度が２００℃に
なるように加熟ヒーター４０５を設定し、基板が十分加
熱されたところでさらにバルブ２００１、２００２、２
００５を徐々に開いて、ＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガス、Ｂ2
Ｈ6／Ｈ2ガスを堆積室４０１内に流入させた。この時、
ＳｉＨ4ガス流量が１ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガス流量が０．５
ｓｃｃｍ、Ｈ2ガス流量が１００ｓｃｃｍ、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2
ガス流量が１００ｓｃｃｍとなるように各々のマスフロ
ーコントローラーで調整した。堆積室４０１内の圧力
は、２．０Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見なが
らコンダクタンスバルブ４０７の開口を調整した。
【０１５４】ＲＦ電源を０．２０Ｗ／ｃｍ3に設定し、
ＲＦ電力を導入し、グロー放電を生起させ、シャッター
４１５を開け、ｉ型Ｓｉ層上にｐ型層の形成を開始し
た。層厚１０ｎｍのｐ型層を作製したところでシャッタ
ーを閉じ、ＲＦ電源を切り、グロー放電を止め、ｐ型層
の形成を終えた。バルブ２００１、２００２、２００５
を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガ
ス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスの流入を止め、５分間、堆積室４
０１内へＨ2ガスを流し続けたのち、バルブ２００３を
閉じ、堆積室４０１内およびガス配管内を真空排気し
た。補助バルブ４０８を閉じ、リークバルブ４０９を開
けて、堆積室４０１をリークした。
【０１５５】次に、ｐ型層上に、透明電極として、層厚
８０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3＋ＳｎＯ2）を通常の真空
蒸着法で蒸着した。次に透明電極上にクロム（Ｃｒ）か
らなる層厚１０μｍの集電電極を通常の真空蒸着法で蒸
着した。
【０１５６】以上で非単結晶炭化シリコン太陽電池の作
製を終えた。この太陽電池を（ＳＣ実１）と呼ぶこと
し、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層の作製条件を
表１に示す。
【０１５７】＜比較例１−１＞ ｉ型層を形成する際に、ＳｉＨ4ガス流量及びＣＨ4ガス
流量を、図６に示す流量パターンに従って各々のマスフ
ローコントローラーで調整した以外は、実施例１と同じ
条件、同じ手順で、基板上に、反射層、反射増加層、ｎ
型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層、透明電極、集電電
極を形成して太陽電池を作製した。この太陽電池を（Ｓ
Ｃ比１−１）と呼ぶことにする。
【０１５８】＜比較例１−２＞ ｉ型層を形成する際に、μＷ電力を０．５Ｗ／ｃｍ3に
する以外は、実施例１と同じ条件、同じ手順で、基板上
に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ
層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を
作製した。この太陽電池を（ＳＣ比１−２）と呼ぶこと
にする。
【０１５９】＜比較例１−３＞ ｉ型層を形成する際に、ＲＦ電力を０．１５Ｗ／ｃｍ3
にする以外は、実施例１と同じ条件、同じ手順で、基板
上に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ
層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を
作製した。この太陽電池を（ＳＣ比１−３）と呼ぶこと
にする。
【０１６０】＜比較例１−４＞ ｉ型層を形成する際に、μＷ電力を０．５Ｗ／ｃｍ3、
ＲＦ電力を０．５５Ｗ／ｃｍ3にする以外は、実施例１
と同じ条件、同じ手順で、基板上に、反射層、反射増加
層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層、透明電極、
集電電極を形成して太陽電池を作製した。この太陽電池
を（ＳＣ比１−４）と呼ぶことにする。
【０１６１】＜比較例１−５＞ ｉ型層を形成する際に、内圧を０．０８Ｔｏｒｒにする
以外は、実施例１と同じ条件、同じ手順で、基板上に、
反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ
型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を作製し
た。この太陽電池を（ＳＣ比１−５）と呼ぶことにす
る。
【０１６２】＜比較例１−６＞ ｉ型Ｓｉ層を形成する際、堆積速度を３ｎｍ／ｓｅｃに
する以外は、実施例１と同じ条件、同じ手順で、基板上
に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ
層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を
作製した。この太陽電池を（ＳＣ比１−６）と呼ぶこと
にする。
【０１６３】＜比較例１−７＞ ｉ型Ｓｉ層を形成する際、層厚を４０ｎｍにする以外
は、実施例１と同じ条件、同じ手順で、基板上に、反射
層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型
層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を作製し
た。この太陽電池を（ＳＣ比１−７）と呼ぶことにす
る。
【０１６４】作製した太陽電池（ＳＣ実１）及び（ＳＣ
比１−１）〜（ＳＣ比１−７）の初期光電変換効率（光
起電力／入射光電力）及び耐久特性の評価を行なった。
初期光電変換効率は、作製した太陽電池を、ＡＭ−１．
５（１００ｍＷ／ｃｍ2）光照射下に設置して、Ｖ−Ｉ
特性を測定して求めた。
【０１６５】測定の結果、（ＳＣ実１）の太陽電池に対
して、（ＳＣ比１−１）〜（ＳＣ比１−７）の初期光電
変換効率は以下のようになった。 （ＳＣ比１−１） ０．９１倍 （ＳＣ比１−２） ０．６３倍 （ＳＣ比１−３） ０．８０倍 （ＳＣ比１−４） ０．６５倍 （ＳＣ比１−５） ０．７７倍 （ＳＣ比１−６） ０．６４倍 （ＳＣ比１−７） ０．８０倍
【０１６６】耐久特性の評価は、作製した太陽電池を、
湿度７０％、温度６０℃の暗所に設置し、３６００ｒｐ
ｍで振幅１ｍｍの振動を２４時間加えた後の、ＡＭ１．
５（１００ｍＷ／ｃｍ2）照射下での光電変換効率の低
下（耐久試験後の光電変換効率／初期光電変換効率）を
求めることにより行った。
【０１６７】測定の結果、（ＳＣ実１）の太陽電池に対
して、（ＳＣ比１ー１）〜（ＳＣ比１−７）の光電変換
効率の低下は以下のようになった。 （ＳＣ比１−１） ０．９０倍 （ＳＣ比１−２） ０．８２倍 （ＳＣ比１−３） ０．７５倍 （ＳＣ比１−４） ０．８１倍 （ＳＣ比１−５） ０．７０倍 （ＳＣ比１−６） ０．６７倍 （ＳＣ比１−７） ０．８２倍
【０１６８】次に、ステンレス基板と、バリウム硼硅酸
ガラス（コーニング（株）製７０５９）基板を用い、Ｓ
ｉＨ4ガス流量及びＣＨ4ガス流量を、表２に示す値とし
た以外は、実施例１のｉ型層と同様の作製条件で、基板
上に、ｉ型層を１μｍ作成して物性測定用サンプルを作
製した。これらのサンプルを（ＳＰ１−１）〜（ＳＰ１
−７）と呼ぶことにする。
【０１６９】作製した物性測定用サンプルのバンドギャ
ップ（Ｅｇ）と組成の分析を行い、Ｓｉ（シリコン）原
子とＣ（炭素）原子の組成比と、バンドギャップの関係
を求めた。バンドギャップと組成分析の結果を表２と図
７に示す。
【０１７０】ここで、バンドギャップの測定は、ｉ型層
を作製したガラス基板を、分光光度計（日立製作所製３
３０型）に設置し、ｉ型層の吸収係数の波長依存性を測
定し、「アモルファス太陽電池」（高橋清、小長井誠共
著（株）昭晃堂）のｐ１０９に記載の方法により、ｉ型
層のバンドギャップを求めた。組成分析は、ｉ型層を作
製したステンレス基板を、オージェ電子分光分析装置
（日本電子製ＪＡＭＰ−３）に設置して、Ｓｉ原子とＣ
原子の組成比を測定した。
【０１７１】また、バリウム硼珪酸ガラス基板を用い、
実施例１のｉ型Ｓｉ層と同じ作製条件で、基板上に、ｉ
型Ｓｉ層を１μｍ形成してバンドギャップ測定用サンプ
ルを作製した。このサンプルを（ＳＰ１−８）と呼ぶこ
とにする。上述した測定方法により作製したサンプルの
バンドギャップを求めたところ、１．７５ｅＶであっ
た。
【０１７２】次に、作製した太陽電池（ＳＣ実１）、
（ＳＣ比１−１）〜（ＳＣ比１−７）のｉ型層における
Ｓｉ原子とＣ原子の層厚方向の組成分析を、前記組成分
析と同様な方法で行った。
【０１７３】（ＳＰ１−１）〜（ＳＰ１−７）、（ＳＰ
１−８）により求めたＳｉ原子とＣ原子の組成比とバン
ドギャップの関係から、ｉ型層とｉ型Ｓｉ層の層厚方向
のバンドギャップの変化を求めた。その結果を図８に示
す。図８から分かる通り、（ＳＣ実１）、（ＳＣ比１−
２）〜（ＳＣ比１−７）の太陽電池では、バンドギャッ
プの極小値の位置がｉ型層の中央の位置よりｐ／ｉ界面
方向に片寄っており、（ＳＣ比１−１）の太陽電池で
は、バンドギャップの極小値の位置がｉ型層の中央の位
置よりｎ／ｉ界面方向に片寄っていることが分かった。
【０１７４】以上、（ＳＣ実１）、（ＳＣ比１−１）〜
（ＳＣ比１−７）の層厚方向に対するバンドギャップの
変化は、堆積室内に流入させる、Ｓｉを含む原料ガス
（この場合にはＳｉＨ4ガス）とＣを含む原料ガス（こ
の場合にはＣＨ4）の比に依存することが分かった。
【０１７５】＜比較例１−８＞ 実施例１でｉ型層を形成する際に導入するμＷ電力とＲ
Ｆ電力をいろいろと変え、他の条件は実施例１と同じに
して、非単結晶炭化シリコン太陽電池を幾つか作製し
た。
【０１７６】図９はμＷ電力と堆積速度の関係を示すグ
ラフである。堆積速度はＲＦ電力に依存せず、μＷ電力
が０．３２Ｗ／ｃｍ3以上では一定となり、この電力で
原料ガスであるＳｉＨ4ガスとＣＨ4ガスが１００％分解
されていることが分かった。
【０１７７】また、作製した太陽電池にＡＭ１．５（１
００ｍＷ／ｃｍ2）光を照射して、初期光電変換効率を
測定した結果を図１０に示す。この図中の曲線は実施例
１の初期光電変換効率を１とした場合の各太陽電池の初
期光電変換効率の割合を示すための包絡線である。図か
ら分かるように、μＷ電力がＳｉＨ4ガスおよびＣＨ4ガ
スを１００％分解するμＷ電力（０．３２Ｗ／ｃｍ3）
以下で、かつＲＦ電力がμＷ電力より大きいとき初期光
電変換効率は大幅に向上することが分かった。
【０１７８】＜比較例１−９＞ 実施例１でｉ型層を形成する際、堆積室４０１に導入す
るガスの流量をＳｉＨ4ガス５０ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガス１
０ｓｃｃｍに変更し、Ｈ2ガスは導入せず、μＷ電力と
ＲＦ電力をいろいろ変えて非単結晶炭化シリコン太陽電
池を幾つか作製した。他の条件は実施例１と同じにし
た。
【０１７９】堆積速度とμＷ電力、ＲＦ電力の関係を調
べたところ、比較例１−８と同様に堆積速度はＲＦ電力
に依存せず、μＷ電力が０．１８Ｗ／ｃｍ3以上では一
定となり、このμＷ電力で、原料ガスであるＳｉＨ4ガ
ス及びＣＨ4ガスが１００％分解されていることが分か
った。また、ＡＭ１．５光を照射したときの太陽電池の
初期光電変換効率を測定したところ、図１０と同様な傾
向を示す結果となった。すなわち、μＷ電力がＳｉＨ4
ガスおよびＣＨ4ガスを１００％分解するμＷ電力
（０．１８Ｗ／ｃｍ3）以下で、かつＲＦ電力がμＷ電
力より大きいとき初期光電変換効率は大幅に向上するこ
とが分かった。
【０１８０】＜比較例１−１０＞ 実施例１でｉ型層を形成する際、堆積室４０１に導入す
るガスの流量をＳｉＨ4ガス２００ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガス
５０ｓｃｃｍ、Ｈ2ガス５００ｓｃｃｍに変更し、さら
に基板温度が３００℃になるように加熱ヒーターの設定
を変更してμＷ電力とＲＦ電力をいろいろ変えて非単結
晶炭化シリコン太陽電池を幾つか作製した。他の条件は
実施例１と同じにした。
【０１８１】堆積速度とμＷ電力、ＲＦ電力との関係を
調べたところ、比較例１−８と同様に堆積速度はＲＦ電
力には依存せず、μＷ電力が０．６５Ｗ／ｃｍ3以上で
一定で、この電力で原料ガスであるＳｉＨ4ガスおよび
ＣＨ4ガスが１００％分解されていることが分かった。
ＡＭ１．５光を照射したときの太陽電池の初期光電変換
効率を測定したところ、図１０と同様な傾向を示す結果
となった。
【０１８２】すなわち、μＷ電力がＳｉＨ4ガスを１０
０％分解するμＷ電力（０．６５Ｗ／ｃｍ3）以下で、
かつＲＦ電力がμＷ電力より大きいとき初期光電変換効
率は大幅に向上することが分かった。
【０１８３】＜比較例１−１１＞ 実施例１でｉ型層を形成する際、堆積室内の圧力を３ｍ
Ｔｏｒｒから２００ｍＴｏｒｒまでいろいろ変え、他の
条件は実施例１と同じにして、非単結晶炭化シリコン太
陽電池を幾つか作製した。
【０１８４】ＡＭ１．５光を照射したときの太陽電池の
初期光電変換効率を測定したところ、図１１のような結
果となり、圧力が５０ｍＴｏｒｒ以上では大幅に初期光
電変換効率が減少することが分かった。
【０１８５】＜比較例１−１２＞ 実施例１でｉ型Ｓｉ層を形成する際、原料ガスであるＳ
ｉＨ4ガスの流量と導入するＲＦ電力をいろいろと変
え、ｉ型Ｓｉ層の堆積速度を変えた非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を幾つか作製した。ＳｉＨ4ガスの流量とＲ
Ｆ電力以外の条件は実施例１と同じにした。
【０１８６】ＡＭ１．５の光を照射したときの太陽電池
の初期光電変換効率を測定したところ、堆積速度が２ｎ
ｍ／ｓｅｃ以上では大幅に初期光電変換効率が減少して
いることが分かった。
【０１８７】＜比較例１−１３＞ 実施例１でｉ型Ｓｉ層を形成する際、ｉ型Ｓｉ層の層厚
を変えた非単結晶炭化シリコン太陽電池を幾つか作製し
た。ｉ型Ｓｉ層の層厚以外の条件は実施例１と同じにし
た。
【０１８８】ＡＭ１．５の光を照射したときの太陽電池
の初期光電変換効率を測定したところ、ｉ型Ｓｉ層の層
厚が３０ｎｍ以上では大幅に初期光電変換効率が減少し
ていることが分かった。
【０１８９】以上、＜比較例１−１＞〜＜比較例１−１
３＞から明らかなように、本実施例の太陽電池（ＳＣ実
１）は、従来の太陽電池（ＳＣ比１−１）〜（ＳＣ比１
−７）よりもさらに優れた特性を有することが判明し、
５０ｍＴｏｒｒ以下の圧力では原料ガス流量、基板温度
などの作製条件に依存せず、優れた特性が得られること
が実証された。
【０１９０】《実施例２》 実施例１と同様にして、バンドギャップ（Ｅｇ）の極小
値の層厚方向に対する位置、極小値の大きさ、およびパ
ターンを変えた太陽電池を幾つか作製し、その初期光電
変換効率および耐久特性を実施例１と同様な方法で調べ
た。このときｉ型層のＳｉＨ4ガス流量とＣＨ4ガス流量
の変化パターン以外は実施例１と同じにした。
【０１９１】図１２にＳｉＨ4ガス流量とＣＨ4ガス流量
の変化パターンを変えたとさの太陽電池の層厚方向に対
するバンド図を示す。（ＳＣ実２−１）〜（ＳＣ実２−
５）はバンドギャップの極小値の層厚方向に対する位置
を変えたもので、（ＳＣ実２−１）から（ＳＣ実２−
５）に移るに従って、極小値の位置をｐ／ｉ界面からｎ
／ｉ界面に向かって変化させたものである。（ＳＣ実２
−５）、（ＳＣ実２−６）は（ＳＣ実２−１）のバンド
ギャップの極小値の大きさを変化させたものである。
（ＳＣ実２−８）〜（ＳＣ−実２−１０）は、バンドギ
ャップの変化パターンを変えたものである。
【０１９２】作製したこれらの太陽電池の初期光電変換
効率および耐久特性を調べた結果を表３に示す。表の値
は、（ＳＣ実２−１）を基準に規格化したものである。
これらの結果から分かるように、バンドギャップの極小
値の大きさ、変化パターンによらず、ｉ型層のバンドギ
ャップが層厚方向になめらかに変化し、バンドギャップ
の極小値の位置がｉ型層の中央の位置よりｐ／ｉ界面方
向に片寄っている本発明の太陽電池のほうが優れている
ことが分かった。
【０１９３】《実施例３》 ｐ型層をマイクロ波ＣＶＤ法を用いて形成した太陽電池
を作製した。ｐ型層を形成する際、ＳｉＨ4ガスを８ｓ
ｃｃｍ、ＣＨ4ガスを５ｓｃｃｍ、Ｈ2ガスを３００ｓｃ
ｃｍ、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスを８０ｓｃｃｍ、堆積室内に流
入させ、μＷ電力を０．４０Ｗ／ｃｍ3導入し、ＲＦ電
力は導入せず、圧力を０．０２Ｔｏｒｒにする以外は、
実施例１と同じ条件、同じ方法、同じ手順で、図１の太
陽電池を作製した。
【０１９４】作製した太陽電池（ＳＣ実３）は（ＳＣ実
１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比１−１）〜（ＳＣ
比１−７）よりもさらに良好な初期光電変換効率および
耐久特性を有することが分かった。
【０１９５】《実施例４》 ｎ型層とｐ型層の積層順序を逆にした太陽電池を作製し
た。表４にｐ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｉ型層、ｎ型層の層形
成条件を記す。ｉ型Ｓｉ層の堆積速度は０．１ｎｍ／ｓ
ｅｃとした。ｉ型層を形成する際、ＳｉＨ4ガス流量と
ＣＨ4ガス流量は図６のパターンのように変化させ、ｐ
／ｉ界面よりにバンドギャップの極小値がくるようにし
た。半導体層以外の層、および基板は実施例１と同じ条
件、同じ方法を用いて作製した。
【０１９６】作製した太陽電池（ＳＣ実４）は（ＳＣ実
１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比１−１）〜（ＳＣ
比１−７）よりもさらに良好な初期光電変換効率および
耐久特性を有することが分かった。
【０１９７】《実施例５》 ｐ／ｉ界面側にｉ型層のバンドギャップの最大値を有す
る領域があり、その領域の厚さが２０ｎｍである非単結
晶炭化シリコン太陽電池を作製した。
【０１９８】図１３−１にｉ型層の流量変化パターンを
示す。ｉ型層以外は実施例１と同じ条件、同じ方法を用
いて作製した。次に、太陽電池の組成分析を実施例１と
同様な方法で行い、図７をもとにｉ型層の層厚方向のバ
ンドギャップの変化を求めたところ、図１３−２のよう
な結果となった。
【０１９９】作製した太陽電池（ＳＣ実５）は（ＳＣ実
１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比１−１）〜（ＳＣ
比１−７）よりもさらに良好な初期光電変換効率及び耐
久特性を有することが分かった。
【０２００】＜比較例５＞ ｉ型層のｐ／ｉ界面側にバンドギャップの最大値を有す
る領域があり、その領域の厚さをいろいろと変えた非単
結晶炭化シリコン太陽電池をいくつか作製した。領域の
厚さ以外は実施例５と同じ条件、同じ方法を用いて作製
した。
【０２０１】作製した太陽電池の初期光電変換効率およ
び耐久特性を測定したところ、領域の厚さが１ｎｍ以上
３０ｎｍ以下では、実施例１の太陽電池（ＳＣ実１）よ
りもさらに良好な初期光電変換効率および耐久特性が得
られた。
【０２０２】《実施例６》 ｎ／ｉ界面近傍にｉ型層のバンドギャップの最大値を有
する領域があり、その領域の厚さが１５ｎｍである非単
結晶炭化シリコン太陽電池を作製した。図１３−３にｉ
型層の流量変化パターンを示す。ｉ型層以外は実施例１
と同じ条件、同じ方法を用いて作製した。次に、太陽電
池の組成分析を実施例１と同様な方法で行い、図７をも
とにｉ型層の層厚方向のバンドギャップの変化を調べた
ところ、図１３−４のような結果となった。
【０２０３】作製した太陽電池（ＳＣ実６）は（ＳＣ実
１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比１−１）〜（ＳＣ
比１−７）よりもさらに良好な初期光電変換効率および
耐久特性を有することが分かった。
【０２０４】＜比較例６＞ ｉ型層のｎ／ｉ界面近傍にバンドギャップの最大値を有
する領域があり、その領域の厚さをいろいろと変えた非
単結晶炭化シリコン太陽電池をいくつか作製した。領域
の厚さ以外は実施例６と同じ条件、同じ方法を用いて作
製した。
【０２０５】作製した太陽電池の初期光電，変換効率お
よび耐久特性を測定したところ、領域の厚さが１ｎｍ以
上、３０ｎｍ以下では実施例１の太陽電池（ＳＣ実１）
よりもさらに良好な初期光電変換効率および耐久特性が
得られた。
【０２０６】《実施例７》 ｉ型層を形成する際、μＷ電力を第１４図に示したよう
に変化させる以外は実施例１と同じ条件、同じ方法、同
じ手順を用いた。作製された太陽電池（ＳＣ実７）のｉ
型層の層厚は３４０ｎｍであり、（ＳＣ実１）と同様、
従来の太陽電池（ＳＣ比１−１）〜（ＳＣ比１−７）よ
りもさらに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有
することが分かった。
【０２０７】《実施例８》 ｉ型層に酸素原子が含有されている非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実施例１
で流すガスの他に、Ｏ2／Ｈｅガスを１０ｓｃｃｍ、堆
積室４０１内に導入する以外は実施例１と同じ条件、同
じ方法、同じ手順を用いた。作製した太陽電池（ＳＣ実
８）は（ＳＣ実１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比１
−１）〜（ＳＣ比１−７）よりもさらに良好な初期光電
変換効率および耐久特性を有することが分かった。
【０２０８】また、ｉ型層中の酸素原子の含有量を２次
イオン質量分析装置（ＳＩＭＳ）で調べたところ、ほぼ
均一に含有され、２×１０19（個／ｃｍ3）であること
が分かった。
【０２０９】《実施例９》 ｉ型層に窒素原子が含有されている非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実施例１
で流すガスの他に、ＮＨ3／Ｈ2ガスを５ｓｃｃｍ、堆積
室４０１内に導入する以外は実施例１と同じ条件、同じ
方法、同じ手順を用いた。作製した太陽電池（ＳＣ実
９）は（ＳＣ実１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比１
−１）〜（ＳＣ比１−７）よりもさらに良好な初期光電
変換効率および耐久特性を有することが分かった。
【０２１０】また、ｉ型層中の窒素原子の含有量をＳＩ
ＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、３×１０17
（個／ｃｍ3）であることが分かった。
【０２１１】《実施例１０》 ｉ型層に酸素原子および窒素原子が含有されている非単
結晶炭化シリコン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成す
る際、実施例１で流すガスの他に、Ｏ2／Ｈｅガスを５
ｓｃｃｍ、ＮＨ3／Ｈ2ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１
内に導入する以外は実施例１と同じ条件、同じ方法、同
じ手順を用いた。
【０２１２】作製した太陽電池（ＳＣ実１０）は（ＳＣ
実１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比１−１）〜（Ｓ
Ｃ比１−７）よりもさらに良好な初期光電変換効率およ
び耐久特性を有することが分かった。また、ｉ型層中の
酸素原子と窒素原子の含有量をＳＩＭＳで調べたとこ
ろ、ほぼ均一に含有され、それぞれ、１×１０19（個／
ｃｍ3）、３×１０17（個／ｃｍ3）であることが分かっ
た。
【０２１３】《実施例１１》 ｉ型層の水素含有量がシリコン含有量に対応して変化し
ている非単結晶炭化シリコン太陽電池を作製した。Ｏ2
／ＨｅガスボンベをＳｉＦ4ガス（純度９９．９９９
％）ボンベに交換し、ｉ型層を形成する際、図１５−１
の流量パターンに従って、ＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガス、Ｓ
ｉＦ4ガスの流量を変化させた。実施例１と同様な方法
によってこの太陽電池（ＳＣ実１１）の層厚方向のバン
ドギャップの変化を求めた。それを図１５−２に示す。
さらにＳＩＭＳを用いて水素原子とシリコン原子の含有
量の層厚方向分析を行った。その結果、図１５−３に示
すように、水素原子はシリコン原子に対応した層厚方向
分布をなしていることが分かった。
【０２１４】この太陽電池（ＳＣ実１１）の初期光電変
換効率と耐久特性を求めたところ、実施例１の太陽電池
と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比１−１）〜（ＳＣ比１
−７）よりもさらに良好な初期光電変換効率および耐久
特性を有することが分かった。
【０２１５】《実施例１２》 図４に示すマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた製造装
置により、図１の非単結晶炭化シリコン太陽電池の半導
体層を形成する際、シリコン原子含有ガス（ＳｉＨ4ガ
ス）と炭素原子含有ガス（ＣＨ4ガス）の混合を堆積室
から１．５ｍの距離とした以外は実施例１と同じ方法、
同じ手順で非単結晶炭化シリコン太陽電池（ＳＣ実１
２）を作製した。
【０２１６】作製した太陽電池（ＳＣ実１２）は（ＳＣ
実１）よりもさらに良好な初期光電変換効率および耐久
特性を有することが分かった。
【０２１７】《実施例１３》 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図４の製
造装置を使用して、非単結晶炭化シリコン半導体層を有
する、図１６に示すタンデム型太陽電池を作製した。ま
ず、基板の作製を行った。実施例１と同様に５０×５０
ｍｍ2のステンレス基板をアセトンとイソプロパノール
で超音波洗浄し、乾燥させた。
【０２１８】スパッタリング法を用いて、ステンレス基
板表面上に０．３μｍのＡｇ（銀）の反射層を形成し
た。この際、基板温度を３５０℃に設定し、基板表面を
凹凸（テクスチャー化）にした。その上に基板温度３５
０℃で１．０μｍのＺｎＯ（酸化亜鉛）の反射増加層を
形成した。
【０２１９】まず、実施例１と同様な方法、手順により
成膜の準備を終えた。実施例１と同様な手順、同様な方
法で基板上に第１のｎ型層を形成し、さらに第１のｉ型
層、第１のｐ型層、第２のｎ型層、第２のｉ型層、ｉ型
Ｓｉ層、第２のｐ型層を順次形成した。第２のｉ型層を
形成する際、図５のような流量変化パターンに従ってＳ
ｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変化させ、ｉ型Ｓｉ層
を形成する際、０．１５ｎｍ／ｓｅｃの堆積速度で形成
させた。
【０２２０】次に、実施例１と同様に、第２のｐ型層上
に、透明電極として層厚８０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3＋
ＳｎＯ2）を、続いて集電電極として層厚１０μｍのク
ロム（Ｃｒ）を通常の真空蒸着法で蒸着した。以上でマ
イクロ波プラズマＣＶＤ法を用いたタンデム型太陽電池
の作製を終えた。
【０２２１】この太陽電池を（ＳＣ実１３）と呼ぶこと
し、各半導体層の作製条件を表５に記す。
【０２２２】＜比較例１３−１＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、図６の流量変化パ
ターンに従って、ＳｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変
化させる以外は実施例１３と同様な方法、同様な手順で
タンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ
比１３−１）と呼ぶことにする。
【０２２３】＜比較例１３−２＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例１３と同様な方法、同様
な手順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池
を（ＳＣ比１３−２）と呼ぶことにする。
【０２２４】＜比較例１３−３＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、ＲＦ電力を０．１
５Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例１３と同様な方法電同
様な手順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電
池を（ＳＣ比１３−３）と呼ぶことにする。
【０２２５】＜比較例１３−４＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3、ＲＦ電力を０．５５Ｗ／ｃｍ3にする以外は
実施例１３と同様な方法、同様な手順でタンデム型太陽
電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比１３−４）と
呼ぶことにする。
【０２２６】＜比較例１３−５＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、堆積室４０１の圧
力を０．１Ｔｏｒｒにする以外は実施例１３と同様な方
法、同様な手順でタンデム型太陽電池を作製した。この
太陽電池を（ＳＣ比１３−５）と呼ぶことにする。
【０２２７】＜比較例１３−６＞ 図１６のｉ型Ｓｉ層を形成する際、堆積速度を３ｎｍ／
ｓｅｃにする以外は実施例１３と同様な方法、同様な手
順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を
（ＳＣ比１３−６）と呼ぶことにする。
【０２２８】＜比較例１３−７＞ 図１６のｉ型Ｓｉ層を形成する際、層厚を４０ｎｍにす
る以外は実施例１３と同様な方法、同様な手順でタンデ
ム型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比１３
−７）と呼ぶことにする。
【０２２９】作製したこれらのタンデム型太陽電池の初
期光電変換効率と耐久特性を実施例１と同様な方法で測
定したところ、（ＳＣ実１３）は従来のタンデム型太陽
電池（ＳＣ比１３−１）〜（ＳＣ比１３−７）よりもさ
らに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有するこ
とが分かった。
【０２３０】《実施例１４》 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図４の製
造装置を使用して、非単結晶炭化シリコン半導体層を有
する、図１７のトリプル型太陽電池を作製した。まず、
基板の作製を行った。実施例１と同様に５０×５０ｍｍ
2のステンレス基板をアセトンとイソプロパノールで超
音波洗浄し、乾燥させた。実施例１３と同様にスパッタ
リング法を用い、ステンレス基板表面上に、基板温度３
５０℃で０．３μｍのＡｇ（銀）の反射層を形成し、基
板表面を凹凸（テクスチャー化）にした。その上に基板
温度３５０℃で１．０μｍのＺｎＯ（酸化亜鉛）の反射
増加層を形成した。
【０２３１】まず、ＮＨ3／Ｈ2ガスボンベの代わりにＧ
ｅＨ4ガス（純度９９．９９９％）ボンベを接続し、実
施例１と同様な方法、手順により成膜の準備を終えた。
実施例１と同様な手順、同様な方法で基板上に第１のｎ
型層を形成し、さらに第１のｉ型層（ＧｅＨ4／ＳｉＨ4
比は、０→０．２→０．４→０．２→０と変化させて形
成した）、第１のｐ型層、第２のｎ型層、第２のｉ型
層、第２のｐ型層、第３のｎ型層、第３のｉ型層、ｉ型
Ｓｉ層、第３のｐ型層を順次形成した。第３のｉ型層を
形成する際、図５のような流量変化パターンに従ってＳ
ｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変化させ、またｉ型Ｓ
ｉ層は、０．１５ｎｍ／ｓｅｃの堆積速度で形成した。
【０２３２】次に、実施例１と同様にして、第３のｐ型
層上に、透明電極として層厚８０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2
Ｏ3＋ＳｎＯ2）を、続いて集電電極として層厚１０μｍ
のクロム（Ｃｒ）を通常の真空蒸着法で蒸着した。以上
でマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いたトリプル型太陽
電池の作製を終えた。
【０２３３】この太陽電池を（ＳＣ実１４）と呼ぶこと
し、各半導体層の作製条件を表６に記す。
【０２３４】＜比較例１４−１＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、図６の流量変化パ
ターンに従って、ＳｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変
化させる以外は実施例１４と同様な方法、同様な手順で
トリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ
比１４−１）と呼ぶことにする。
【０２３５】＜比較例１４−２＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例１４と同様な方法、同様
な手順でトリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池
を（ＳＣ比１４−２）と呼ぶことにする。
【０２３６】＜比較例１４−３＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、ＲＦ電力を０．１
５Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例１４と同様な方法、同
様な手順でトリプル型太陽電池を作製した。この太陽電
池を（ＳＣ比１４−３）と呼ぶことにする。
【０２３７】＜比較例１４−４＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3、ＲＦ電力を０．５５Ｗ／ｃｍ3にする以外は
実施例１４と同様な方法、同様な手順でトリプル型太陽
電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比１４−４）と
呼ぶことにする。
【０２３８】＜比較例１４−５＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、堆積室４０１の圧
力を０．０８Ｔｏｒｒにする以外は実施例１４と同様な
方法、同様な手順でトリプル型太陽電池を作製した。こ
の太陽電池を（ＳＣ比１４−５）と呼ぶことにする。
【０２３９】＜比較例１４−６＞ 図１７のｉ型Ｓｉ層を形成する際、堆積速度を３ｎｍ／
ｓｅｃにする以外は実施例１４と同様な方法、同様な手
順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を
（ＳＣ比１４−６）と呼ぶことにする。
【０２４０】＜比較例１４−７＞ 図１７のｉ型Ｓｉ層を形成する際、層厚を４０ｎｍにす
る以外は実施例１４と同様な方法、同様な手順でトリプ
ル型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比１４
−７＞と呼ぶことにする。
【０２４１】作製したこれらのトリプル型太陽電池の初
期光電変換効率と耐久特性を実施例１と同様な方法で測
定したところ、（ＳＣ実１４）は従来のトリプル型太陽
電池（ＳＣ比１４−１）〜（ＳＣ比１４−７）よりもさ
らに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有するこ
とが分かった。
【０２４２】《実施例１５》 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図４の製
造装置を使用して、図１７のトリプル型太陽電池を作製
し、モジュール化し、発電システムに応用した。実施例
１４と同じ条件、同じ方法、同じ手順で５０×５０ｍｍ
2のトリプル型太陽電池（ＳＣ実１４）を６５個作製し
た。厚さ５．０ｍｍのアルミニウム板上にＥＶＡ（エチ
レンビニルアセテート）からなる接着材シートを乗せ、
その上にナイロンシートを乗せ、さらにその上に作製し
た太陽電池を配列し、直列化および並列化を行った。
【０２４３】その上にＥＶＡの接着材シートを乗せ、さ
らにその上にフッ素樹脂シートを乗せて、真空ラミネー
トしてモジュール化した。このモジュールを（ＭＪ実１
５）と呼ぶことにする。作製したモジュールの初期光電
変換効率を実施例１と同様な方法で測定した。
【０２４４】作製したモジュールを図１８に示す発電シ
ステムの回路に接続した。負荷には夜間点灯する外灯を
使用した。システム全体は蓄電池、及びモジュールの電
力によって稼働し、モジュールは最も太陽光を集光でき
る角度に設置した。１年経過後の光電変換効率を測定
し、光劣化率（１年後の光電変換効率／初期光電変換効
率）を求めた。
【０２４５】＜比較例１５−１＞ 従来のトリプル型太陽電池（ＳＣ比１４−Ｘ）（Ｘ：１
〜７）を各々６５個作製し、実施例１５と同様にモジュ
ール化した。このモジュールを（ＭＪ比１５−Ｘ）と呼
ぶことにする。実施例１５と同じ条件、同じ方法、同じ
手順で初期光電変換効率と１年経過後の光電変換効率を
測定し、光劣化率を求めた。（ＭＪ比１５−Ｘ）の光劣
化率は、（ＭＪ実１５）に対して次のような結果となっ
た。
【０２４６】以上の結果より本実施例の太陽電池モジュ
ールのほうが従来の太陽電池モジュールよりも優れた耐
光劣化特性を有していることが分かった。
【０２４７】次の実施例１６〜３０に、ｉ型層に周期律
表第III族と第Ｖ族の原子を導入した非単結晶炭化シリ
コン太陽電池について詳細に説明する。
【０２４８】《実施例１６》 本実施例では、ｉ型層にＰ及びＢを導入した太陽電池を
作製した。
【０２４９】まず、基板の作製を行った。５０×５０ｍ
ｍ2のステンレス基板をアセトンとイソプロパノールで
超音波洗浄し、乾燥させた。スパッタリング法を用いて
室温でステンレス基板表面上に層厚０．３μｍのＡｇ
（銀）の反射層とその上に３５０℃で層厚１．０μｍの
ＺｎＯ（酸化亜鉛）の反射増加層を作製した。
【０２５０】次に、図４に示す原料ガス供給装置２００
０と堆積装置４００からなるグロー放電分解法を用いた
製造装置により、反射増加層上に半導体層を作製した。
図中の２０４１〜２０４７のガスボンベには、本発明の
光起電力素子を作製するための原料ガスが密封されてお
り、２０４１はＳｉＨ4ガス（純度９９．９９９％）ボ
ンベ、２０４２はＣＨ4ガス（純度９９．９９９９％）
ボンベ、２０４３はＨ2ガス（純度９９．９９９９％）
ボンベ、２０４４はＨ2ガスで１００ｐｐｍに希釈され
たＰＨ3ガス（純度９９．９９％、以下「ＰＨ3／Ｈ2」
と略記する）ボンベ、２０４５はＨ2ガスで１００ｐｐ
ｍに希釈されたＢ2Ｈ6ガス（純度９９．９９％、以下
「Ｂ2Ｈ6／Ｈ2」と略記する）ボンベ、２０４６はＨ2ガ
スで１％に希釈されたＮＨ3ガス（純度９９．９９９９
％、以下「ＮＨ3／Ｈ2」と略記する）ボンベ、２０４７
はＨｅガスで１％に希釈されたＯ2ガス（純度９９．９
９９９％、以下「Ｏ2／Ｈｅ」と略記する）ボンベであ
る。予め、ガスボンベ２０４１〜２０４７を取り付ける
際に、各々のガスを、バルブ２０２１〜２０２７までの
ガス配管内に導入し、圧力調整器２０３１〜２０３７に
より各ガス圧力を２ｋｇ／ｃｍ2に調整した。尚、Ｓｉ
Ｈ4ガスとＣＨ4ガスは、堆積室から２ｍのところで混合
した。
【０２５１】次に、反射層と反射増加層が形成されてい
る基板４０４の裏面を加熱ヒーター４０５に密着させ、
堆積室４０１のリークバルブ４０９を閉じ、コンダクタ
ンスバルブ４０７を全開にして、不図示の真空ポンプに
より堆積室４０１内を真空排気し、真空計４０２の読み
が約１×１０-4Ｔｏｒｒになった時点でバルブ２００１
〜２００７、補助バルブ４０８を開けて、ガス配管内部
を真空排気し、再び真空計４０２の読みが約１×１０-4
Ｔｏｒｒになった時点でバルブ２００１〜２００７を閉
じ、２０３１〜２０３７を徐々に開けて、各々のガスを
マスフローコントローラー２０１１〜２０１７内に導入
した。
【０２５２】以上のようにして成膜の準備が完了した
後、基板４０４上に、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ
型層の半導体層の作製を行なった。
【０２５３】ｎ型層を作製するには、補助バルブ４０
８、バルブ２００３を徐々に開けて、Ｈ2ガスをガス導
入管４１１を通じて堆積室４０１内に導入し、Ｈ2ガス
流量が５０ｓｃｃｍになるようにマスフローコントロー
ラー２０１３を設定し、堆積室内の圧力が１．０Ｔｏｒ
ｒになるように真空計４０２を見ながらコンダクタンス
バルブで調整し、基板４０４の温度が３５０℃になるよ
うに加熱ヒーター４０５を設定した。基板が十分加熱さ
れたところで、さらにバルブ２００１、２００４を徐々
に開いて、ＳｉＨ4ガス、ＰＨ3／Ｈ2ガスを堆積室４０
１内に流入させた。この時、ＳｉＨ4ガス流量が２ｓｃ
ｃｍ、Ｈ2ガス流量が１００ｓｃｃｍ、ＰＨ3／Ｈ2ガス
流量が２０ｓｃｃｍとなるように各々のマスフローコン
トーラー２０１１、２０１３、２０１４で調整した。堆
積室４０１内の圧力は、１．０Ｔｏｒｒとなるように真
空計４０２を見ながらコンダクタンスバルブ４０７の開
口を調整した。シャッター４１５が閉じられていること
を確認し、ＲＦ電源の電力を０．００７Ｗ／ｃｍ3に設
定し、ＲＦ電極４１０にＲＦ電力を導入し、グロー放電
を生起させ、シャッターを開け、基板４０４上にｎ型層
の作製を開始し、層厚２０ｎｍのｎ型層を作製したとこ
ろでシャッターを閉じ、ＲＦ電源を切って、グロー放電
を止め、ｎ型層の形成を終えた。バルブ２００１、２０
０４を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4ガス、ＰＨ3
／Ｈ2ガスの流入を止め、５分間、堆積室４０１内へＨ2
ガスを流し続けたのち、流出バルブ２００３を閉じ、堆
積室４０１内およびガス配管内を真空排気した。
【０２５４】次に、ｉ型層を作製するには、バルブ２０
０３を徐々に開けて、Ｈ2ガスを堆積室４０１内に導入
し、Ｈ2ガス流量が３００ｓｃｃｍになるようにマスフ
ローコントローラー２０１３で調節した。堆積室内の圧
力が０．０１Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見な
がらコンダクタンスバルブで調整し、基板４０４の温度
が３５０℃になるように加熱ヒーター４０５を設定し、
基板が十分加熱されたところでさらにバルブ２００１、
２００２、２００４、２００５を徐々に開いて、ＳｉＨ
4ガス、ＣＨ4ガス、ＰＨ3／Ｈ2ガス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガス
を堆積室４０１内に流入させた。この時、ＳｉＨ4ガス
流量が１００ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガス流量３０ｓｃｃｍ、
Ｈ2ガス流量が３００ｓｃｃｍ、ＰＨ3／Ｈ2ガス流量が
２ｓｃｃｍ、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガス流量が５ｓｃｃｍとなる
ように各々のマスフローコントローラーで調整した。堆
積室４０１内の圧力は、０．０１Ｔｏｒｒとなるように
真空計４０２を見ながらコンダクタンスバルブ４０７の
開口を調整した。次に、ＲＦ電源４０３の電力を０．４
０Ｗ／ｃｍ3に設定し、ＲＦ電極４０３に印加した。そ
の後、不図示のμＷ電源の電力を０．２０Ｗ／ｃｍ2に
設定し、誘電体窓４１３を通して堆積室４０１内にμＷ
電力を導入し、グロー放電を生起させ、シャッターを開
け、ｎ型層上にｉ型層の作製を開始した。マスフローコ
ントローラーに接続されたコンピューターを用い、図５
に示した流量変化パターンに従ってＳｉＨ4ガス、ＣＨ4
ガスの流量を変化させ、層厚３００ｎｍのｉ型層を作製
したところで、シャッターを閉じ、μＷ電源を切ってグ
ロー放電を止め、ＲＦ電源４０３を切って、ｉ型層の作
製を終えた。バルブ２００１、２００２、２００４、２
００５を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4ガス、Ｃ
Ｈ4ガス、ＰＨ3／Ｈ2ガス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスの流入を止
め、５分間、堆積室４０１内へＨ2ガスを流し続けたの
ち、バルブ２００３を囲じ、堆積室４０１内およびガス
配管内を真空排気した。
【０２５５】次に、ｉ型Ｓｉ層を作製するには、バルブ
２００３を徐々に開けて、Ｈ2ガスを堆積室４０１内に
導入し、Ｈ2ガス流量が５０ｓｃｃｍになるようにマス
フローコントローラー２０１３で調節した。堆積室内の
圧力が１．５Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見な
がらコンダクタンスバルブで調整し、基板４０４の温度
が２５０℃になるように加熱ヒーター４０５を設定し、
基板が十分加熱されたところでさらにバルブ２００１を
徐々に開いて、ＳｉＨ4ガスを堆積室４０１内に流入さ
せた。この時、ＳｉＨ4ガス流量が２ｓｃｃｍ、Ｈ2ガス
流量が１００ｓｃｃｍとなるように各々のマスフローコ
ントローラーで調整した。堆積室４０１内の圧力は、
１．５Ｔｏｒｒとなるように真空計４０２を見ながらコ
ンダクタンスバルブ４０７の開口を調整した。
【０２５６】ＲＦ電源を０．００７Ｗ／ｃｍ3に設定
し、ＲＦ電力を導入し、グロー放電を生起させ、シャッ
ター４１５を開け、ｉ型層上にｉ型Ｓｉ層の形成を開始
した。堆積速度０．１ｎｍ／ｓｅｃ、層厚２０ｎｍのｉ
型Ｓｉ層を作製したところでシャッターを閉じ、ＲＦ電
源を切り、グロー放電を止めてｉ型Ｓｉ層の形成を終え
た。バルブ２００１を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉ
Ｈ4ガスの流入を止め、５分間、堆積室４０１内へＨ2ガ
スを流し続けたのち、バルブ２００３を閉じ、堆積室４
０１内およびガス配管内を真空排気した。
【０２５７】ｐ型層を作製するには、バルブ２００３を
徐々に開けて、Ｈ2ガスを堆積室４０１内に導入し、Ｈ2
ガス流量が５０ｓｃｃｍになるようにマスフローコント
ローラー２０１３で調節した。堆積室内の圧力が２．０
Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見ながらコンダク
タンスバルブで調整し、基板４０４の温度が２００℃に
なるように加熱ヒーター４０５を設定し、基板が十分加
熱されたところでさらにバルブ２００１、２００２、２
００５を徐々に開いて、ＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガス、Ｂ2
Ｈ6／Ｈ2ガスを堆積室４０１内に流入させた。この時、
ＳｉＨ4ガス流量が１ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガス流量が０．５
ｓｃｃｍ、Ｈ2ガス流量が１００ｓｃｃｍ、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2
ガス流量が１００ｓｃｃｍとなるように各々のマスフロ
ーコントローラーで調整した。堆積室４０１内の圧力
は、２．０Ｔｏｒｒとなるように真空計４０２を見なが
らコンダクタンスバルブ４０７の開口を調整した。
【０２５８】ＲＦ電源を０．２０Ｗ／ｃｍ3に設定し、
ＲＦ電力を導入し、グロー放電を生起させ、シャッター
４１５を開け、ｉ型Ｓｉ層上にｐ型層の形成を開始し
た。層厚１０ｎｍのｐ型層を作製したところでシャッタ
ーを閉じ、ＲＦ電源を切り、グロー放電を止め、ｐ型層
の形成を終えた。バルブ２００１、２００２、２００５
を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガ
ス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスの流入を止め、５分間、堆積室４
０１内へＨ2ガスを流し続けたのち、バルブ２００３を
閉じ、堆積室４０１内およびガス配管内を真空排気し、
補助バルブ４０８を閉じ、リークバルブ４０９を開け
て、堆積室４０１をリークした。
【０２５９】次に、ｐ型層上に、透明電極として、層厚
８０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3＋ＳｎＯ2）と集電電極と
して層厚１０μｍのクロム（Ｃｒ）を通常の真空蒸着法
で蒸着した。以上で非単結晶炭化シリコン太陽電池の作
製を終えた。この太陽電池を（ＳＣ実１６）と呼ぶこと
にし、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層の作製条件
を表７に示す。
【０２６０】＜比較例１６−１＞ ｉ型層を形成する際に、ＳｉＨ4ガス流量及びＣＨ4ガス
流量を、図６に示す流量パターンに従って各々のマスフ
ローコントローラーで調整した以外は、実施例１６と同
じ条件、同じ手順で、基板上に、反射層、反射増加層、
ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層、透明電極、集電
電極を形成して太陽電池を作製した。この太陽電池を
（ＳＣ比１６−１）と呼ぶことにする。
【０２６１】＜比較例１６−２＞ ｉ型層を形成する際、ＰＨ3／Ｈ2ガスを流さない以外は
実施例１６と同様な方法、同様な手順で基板上に、反射
層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型
層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を作製し
た。この太陽電池を（ＳＣ比１６−２）と呼ぶことにす
る。
【０２６２】＜比較例１６−３＞ ｉ型層を形成する際、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスを流さない以外
は実施例１６と同様な方法、同様な手順で基板上に、反
射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型
層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を作製し
た。この太陽電池を（ＳＣ比１６−３）と呼ぶことにす
る。
【０２６３】＜比較例１６−４＞ ｉ型層を形成する際に、μＷ電力を０．５Ｗ／ｃｍ3に
する以外は、実施例１６と同じ条件、同じ手順で、基板
上に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ
層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を
作製した。この太陽電池を（ＳＣ比１６−４）と呼ぶこ
とにする。
【０２６４】＜比較例１６−５＞ ｉ型層を形成する際に、ＲＦ電力を０．１５Ｗ／ｃｍ3
にする以外は、実施例１６と同じ条件、同じ手順で、基
板上に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓ
ｉ層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池
を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比１６−５）と呼ぶ
ことにする。
【０２６５】＜比較例１６−６＞ ｉ型層を形成する際に、μＷ電力を０．５Ｗ／ｃｍ3、
ＲＦ電力を０．１５Ｗ／ｃｍ3にする以外は、実施例１
６と同じ条件、同じ手順で、基板上に、反射層、反射増
加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層、透明電
極、集電電極を形成して太陽電池を作製した。この太陽
電池を（ＳＣ比１６−６）と呼ぶことにする。
【０２６６】＜比較例１６−７＞ ｉ型層を形成する際に、堆積室内の圧力を０．０８Ｔｏ
ｒｒにする以外は、実施例１６と同じ条件、同じ手順
で、基板上に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、
ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太
陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比１６−７）
と呼ぶことにする。
【０２６７】＜比較例１６−８＞ ｉ型Ｓｉ層を形成する際に、堆積速度を３ｎｍ／ｓｅｃ
にする以外は、実施例１６と同じ条件、同じ手順で、基
板上に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓ
ｉ層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池
を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比１６−８）と呼ぶ
ことにする。
【０２６８】＜比較例１６−９＞ ｉ型Ｓｉ層を形成する際に、層厚を４０ｎｍにする以外
は、実施例１６と同じ条件、同じ手順で、基板上に、反
射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型
層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を作製し
た。この太陽電池を（ＳＣ比１６−９）と呼ぶことにす
る。
【０２６９】以上の作製した太陽電池（ＳＣ実１６）及
び（ＳＣ比１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）の初期光電
変換効率（光起電力／入射光電力）及び耐久特性の測定
を行なった。初期光電変換効率は、作製した太陽電池
を、ＡＭ−１．５（１００ｍＷ／ｃｍ2）光照射下に設
置して、Ｖ−Ｉ特性を測定して求めた。
【０２７０】測定の結果、本実施例の太陽電池（ＳＣ実
１６）は、実施例１の太陽電池（ＳＣ実１）に比べ、初
期光電変換効率が１．０２倍向上した。また、（ＳＣ実
１６）の太陽電池に対して、（ＳＣ比１６−１）〜（Ｓ
Ｃ比１６−９）の初期光電変換効率は以下のようになっ
た。 （ＳＣ比１６−１） ０．８５倍 （ＳＣ比１６−２） ０．８５倍 （ＳＣ比１６−３） ０．８４倍 （ＳＣ比１６−４） ０．６３倍 （ＳＣ比１６−５） ０．８０倍 （ＳＣ比１６−６） ０．６５倍 （ＳＣ比１６−７） ０．６９倍 （ＳＣ比１６−８） ０．７２倍 （ＳＣ比１６−９） ０．８５倍
【０２７１】耐久特性は、作製した太陽電池を、湿度７
０％、温度６０℃の暗所に設置し、３６００ｒｐｍで振
幅１ｍｍの振動を２４時間加えた後の、ＡＭ１．５（１
００ｍＷ／ｃｍ2）照射下での光電変換効率の低下（耐
久試験後の光電変換効率／初期光電変換効率）により評
価を行った。
【０２７２】測定の結果、本実施例の太陽電池（ＳＣ実
１６）は、実施例１の太陽電池（ＳＣ実１）に比べ、耐
久特性が１．１倍向上した。また、（ＳＣ実１６）の太
陽電池に対して、（ＳＣ比１６−１）〜（ＳＣ比１６−
９）の光電変換効率の低下は以下のようなった。 （ＳＣ比１６−１） ０．８５倍 （ＳＣ比１６−２） ０．８４倍 （ＳＣ比１６−３） ０．８３倍 （ＳＣ比１６−４） ０．６９倍 （ＳＣ比１６−５） ０．８０倍 （ＳＣ比１６−６） ０．７１倍 （ＳＣ比１６−７） ０．７３倍 （ＳＣ比１６−８） ０．７８倍 （ＳＣ比１６−９） ０．８７倍
【０２７３】次に、ステンレス基板とバリウム硼珪酸ガ
ラス（コーニング（株）製７０５９）基板を用い、Ｓｉ
Ｈ4ガス流量及びＣＨ4ガス流量を、種々変えた以外は、
実施例１６のｉ型層と同じ作製条件で、基板上に、ｉ型
層を１μｍ形成して物性測定用サンプルを作製した。作
製した物性測定用サンプルのバンドギャップ（Ｅｇ）と
組成の分析を行い、Ｓｉ（シリコン）原子とＣ（炭素）
原子の組成比と、バンドギャップの関係を求めたとこ
ろ、図７と同じ結果が得られた。
【０２７４】また、ｉ型Ｓｉ層についても、実施例１６
のｉ型Ｓｉ層と同じ作製条件で、バリウム硼珪酸ガラス
基板上に、ｉ型Ｓｉ層を１μｍ形成してバンドギャップ
測定用サンプルを作製した。上述した測定方法により作
製したサンプルのバンドギャップを求めたところ、１．
７５ｅＶであった。
【０２７５】次に、作製した太陽電池（ＳＣ実１６）、
（ＳＣ比１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）のｉ型層にお
けるＳｉ原子とＣ原子の層厚方向の組成分析を行った。
（ＳＣ実１６）、（ＳＣ比１６−２）〜（ＳＣ比１６−
９）の太陽電池では、バンドギャップの極小値の位置が
ｉ型層の中央の位置よりｐ／ｉ界面方向に片寄ってお
り、（ＳＣ比１６−１）の太陽電池では、バンドギャッ
プの極小値の位置がｉ型層の中央の位置よりｎ／ｉ界面
方向に片寄っていることが分かった。
【０２７６】以上、（ＳＣ実１６）、（ＳＣ比１６−
１）〜（ＳＣ比１６−９）の層厚方向に対するバンドギ
ャップの変化は、堆積室内に流入させる、Ｓｉを含む原
料ガス（この場合にはＳｉＨ4ガス）とＣを含む原料ガ
ス（この場合にはＣＨ4）の比に依存することが分かっ
た。
【０２７７】次に、太陽電池（ＳＣ実１６）、（ＳＣ比
１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）のｉ型層におけるＰ原
子とＢ原子の層厚方向の組成分析を２次イオン質量分析
装置（ＣＡＭＥＣＡ製ＩＭＳ−３Ｆ）で行った。測定の
結果、Ｐ原子、Ｂ原子は層厚方向に対して均一に分布し
ており、組成比は以下のようになった。 （ＳＣ実１６） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ （ＳＣ比１６−１） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ （ＳＣ比１６−２） P/(Si+C) Ｎ．Ｄ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ （ＳＣ比１６−З） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) Ｎ．Ｄ． （ＳＣ比１６−４） P/(Si+C) 〜４ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１８ｐｐｍ （ＳＣ比１６−５） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ （ＳＣ比１６−６） P/(Si+C) 〜４ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１５ｐｐｍ （ＳＣ比１６−７） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ （ＳＣ比１６−８） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ （ＳＣ比１６−９） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ Ｎ．Ｄ．：検出限界以下
【０２７８】＜比較例１６−１０＞ ｉ型層を形成する際に導入するμＷ電力とＲＦ電力をい
ろいろと変え、他の条件は実施例１６と同じにして、非
単結晶炭化シリコン太陽電池を幾つか作製した。
【０２７９】堆積速度はＲＦ電力に依存せず、μＷ電力
が０．３２Ｗ／ｃｍ3以上では一定で、この電力で原料
ガスであるＳｉＨ4ガスとＣＨ4ガスが１００％分解され
ていることが分かった。
【０２８０】ＡＭ１．５（１００ｍＷ／ｃｍ2）光を照
射したときの太陽電池の初期光電変換効率を測定したと
ころ、図１０と同様な傾向を示し、μＷ電力がＳｉＨ4
ガスおよびＣＨ4ガスを１００％分解するμＷ電力
（０．３２Ｗ／ｃｍ3）以下で、かつＲＦ電力がμＷ電
力より大きいとき初期光電変換効率は大幅に向上してい
ることが分かった。
【０２８１】＜比較例１６−１１＞ 実施例１６でｉ型層を形成する際、堆積室４０１に導入
するガスの流量をＳｉＨ4ガス５０ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガス
１０ｓｃｃｍに変更し、Ｈ2ガスは導入せず、μＷ電力
とＲＦ電力をいろいろ変えて非単結晶炭化シリコン太陽
電池を幾つか作製した。他の条件は実施例１６と同じに
した。堆積速度とμＷ電力、ＲＦ電力の関係を調べたと
ころ、比較例１６−１０と同様に堆積速度はＲＦ電力に
依存せず、μＷ電力が０．１８Ｗ／ｃｍ3以上では一定
で、このμＷ電力で、原料ガスであるＳｉＨ4ガスおよ
びＣＨ4ガスが１００％分解されていることが分かっ
た。ＡＭ１．５の光を照射したときの太陽電池の初期光
電変換効率を測定したところ、図１０と同様な傾向を示
す結果となった。すなわち、μＷ電力がＳｉＨ4ガスお
よびＣＨ4ガスを１００％分解するμＷ電力（０．１８
Ｗ／ｃｍ3）以下で、かつＲＦ電力がμＷ電力より大き
いとき初期光電変換効率は大幅に向上していることが分
かった。
【０２８２】＜比較例１６−１２＞ 実施例１６でｉ型層を形成する際、堆積室４０１に導入
するガスの流量をＳｉＨ4ガス２００ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガ
ス５０ｓｃｃｍ、Ｈ2ガス５００ｓｃｃｍに変更し、さ
らに基板温度が３００℃になるように加熱ヒーターの設
定を変更してμＷ電力とＲＦ電力をいろいろ変えて非単
結晶炭化シリコン太陽電池を幾つか作製した。他の条件
は実施例１６と同じにした。堆積速度とμＷ電力、ＲＦ
電力との関係を調べたところ、比較例１６−１０と同様
に堆積速度はＲＦ電力には依存せず０．６５Ｗ／ｃｍ3
以上で一定で、この電力で原料ガスであるＳｉＨ4ガス
およびＣＨ4ガスが１００％分解されていることが分か
った。
【０２８３】ＡＭ１．５光を照射したときの太陽電池の
初期光電変換効率を測定したところ、図１０と同様な傾
向を示す結果となった。すなわち、μＷ電力がＳｉＨ4
ガスを１００％分解するμＷ電力（０．６５Ｗ／ｃ
ｍ3）以下で、かつＲＦ電力がμＷ電力より大きいとき
初期光電変換効率は大幅に向上していることが分かっ
た。
【０２８４】＜比較例１６−１３＞ 実施例１６でｉ型層を形成する際、堆積室内の圧力を３
ｍＴｏｒｒから２００ｍＴｏｒｒまでいろいろ変え、他
の条件は実施例１６と同じにして、非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を幾つか作製した。ＡＭ１．５光を照射した
ときの太陽電池の初期光電変換効率を測定したところ、
圧力が５０ｍＴｏｒｒ以上では大幅に初期光電変換効率
が減少していることが分かった。
【０２８５】＜比較例１６−１４＞ 実施例１６でｉ型Ｓｉ層を形成する際、原料ガスである
ＳｉＨ4ガスの流量と導入するＲＦ電力をいろいろと変
え、ｉ型Ｓｉ層の堆積速度を変えた非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を幾つか作製した。ＳｉＨ4ガスの流量とＲ
Ｆ電力以外の条件は実施例１６と同じにした。ＡＭ１．
５の光を照射したときの太陽電池の初期光電変換効率を
測定したところ、堆積速度が２ｎｍ／ｓｅｃ以上では大
幅に初期光電変換効率が減少していることが分かった。
【０２８６】＜比較例１６−１５＞ 実施例１６でｉ型Ｓｉ層を形成する際、ｉ型Ｓｉ層の層
厚を変えた非単結晶炭化シリコン太陽電池を幾つか作製
した。ｉ型Ｓｉ層の層厚以外の条件は実施例１６と同じ
にした。ＡＭ１．５の光を照射したときの太陽電池の初
期光電変換効率を測定したところ、ｉ型Ｓｉ層の層厚が
３０ｎｍ以上では大幅に初期光電変換効率が減少してい
ることが分かった。
【０２８７】以上、＜比較例１６−１＞〜＜比較例１６
−１５＞に見られるように本発明の太陽電池（ＳＣ実１
６）が、従来の太陽電池（ＳＣ比１６−１）〜（ＳＣ比
１６−９）よりもさらに優れた特性を有することが判明
し、５０ｍＴｏｒｒ以下の圧力では、原料ガス流量、基
板温度などの作製条件に依存かかわらず優れた特性が得
られることが実証された。
【０２８８】《実施例１７》 実施例１６においてバンドギャップ（Ｅｇ）の極小値の
層厚方向に対する位置、極小値の大きさ、およびパター
ンを変えて太陽電池を幾つか作製し、その初期光電変換
効率および耐久特性を実施例１６と同様な方法で調べ
た。このときｉ型層のＳｉＨ4ガス流量とＣＨ4ガス流量
の変化パターン以外は実施例１６と同じにした。
【０２８９】ＳｉＨ4ガス流量とＣＨ4ガス流量の変化パ
ターンを変えて、図１２に示したバンド図の太陽電池を
作製した。作製したこれらの太陽電池の初期光電変換効
率および耐久特性を調べた結果を表８に示す。ここで、
個々の値は、（ＳＣ実１７−１）を基準として規格化し
たものである。
【０２９０】これらの結果から分かるように、バンドギ
ャップの極小値の大きさ及び変化パターンによらず、ｉ
型層のバンドギャップが層厚方向になめらかに変化し、
バンドギャップの極小値の位置がｉ型層の中央の位置よ
りｐ／ｉ界面方向に片寄っている本発明の太陽電池のほ
うが優れた特性を示すことが分かった。
【０２９１】《実施例１８》 実施例１６においてｉ型層の価電子制御剤の濃度、およ
び種類を変えた太陽電池を幾つか作製し、その初期光電
変換効率および耐久特性を実施例１６と同様な方法で調
べた。このときｉ型層の価電子制御剤の濃度、および種
類を変えた以外は実施例１６と同じにした。
【０２９２】＜実施例１８−１＞ ｉ型層のアクセプターとなる価電子制御剤用のガス（Ｂ
2Ｈ6／Ｈ2ガス）流量を１／５倍にし、トータルのＨ2流
量は実施例１６と同じとした太陽電池（ＳＣ実１８−
１）を作製したところ、（ＳＣ実１６）と同様、従来の
太陽電池（ＳＣ比１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）より
もさらに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有す
ることが分かった。
【０２９３】＜実施例１８−２＞ ｉ型層のアクセプターとなる価電子制御剤用のガス（Ｂ
2Ｈ6／Ｈ2ガス）流量を５倍にし、トータルのＨ2流量は
実施例１６と同じにした太陽電池（ＳＣ実１８−２）を
作製したところ、（ＳＣ実１６）と同様、従来の太陽電
池（ＳＣ比１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）よりもさら
に良好な初期光電変換効率および耐久特性を有すること
が分かった。
【０２９４】＜実施例１８−３＞ ｉ型層のドナーとなる価電子制御剤用のガス（ＰＨ3／
Ｈ2ガス）流量を１／５倍にし、トータルのＨ2流量は実
施例１６と同じした太陽電池（ＳＣ実１８−３）を作製
したところ、（ＳＣ実１６）と同様、従来の太陽電池
（ＳＣ比１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）よりもさらに
良好な初期光電変換効率および耐久特性を有することが
分かった。
【０２９５】＜実施例１８−４＞ ｉ型層のドナーとなる価電子制御剤用のガス（ＰＨ3／
Ｈ2ガス）流量を５倍にし、トータルのＨ2流量は実施例
１６と同じにした太陽電池（ＳＣ実１８−４）を作製し
たところ、（ＳＣ実１６）と同様、従来の太陽電池（Ｓ
Ｃ比１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）よりもさらに良好
な初期光電変換効率および耐久特性を有することが分か
った。
【０２９６】＜実施例１８−５＞ ｉ型層のアクセプターとなる価電子制御剤用のガスとし
てＢ2Ｈ6／Ｈ2ガスの代わりに常温、常圧で液体のトリ
メチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ3）3、ＴＭＡと略記す
る）を用いた太陽電池を作製した。この際、液体ボンベ
に密封されたＴＭＡ（純度９９．９９％）を水素ガスで
バブリングしてガス化し、堆積室４０１内に導入する以
外は、実施例１６と同様な方法、および手順を用いて太
陽電池（ＳＣ実１８−５）を作製した。このとき、ＴＭ
Ａ／Ｈ2ガスの流量は１０ｓｃｃｍにした。作製した太
陽電池（ＳＣ実１８−５）は（ＳＣ実１６）と同様、従
来の太陽電池（ＳＣ比１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）
よりもさらに良好な初期光電変換効率および耐久特性を
有することが分かった。
【０２９７】＜実施例１８−６＞ ｉ型層のドナーとなる価電子制御剤用のガスとしてＰＨ
3／Ｈ2ガスの代わりに硫化水素（Ｈ2Ｓ）ガスを用いた
太陽電池を作製した。実施例１６のＮＨ3／Ｈ2ガスボン
ベを水素（Ｈ2）で１００ｐｐｍに希釈されたＨ2Ｓガス
（純度９９．９９９％、以下「Ｈ2Ｓ／Ｈ2」と略記す
る）ボンベに交換し、実施例１６と同様な方法、および
手順を用いて太陽電池（ＳＣ実１８−６）を作製した。
このとき、Ｈ2Ｓ／Ｈ2ガスの流量は１ｓｃｃｍにし、他
の条件は実施例１６と同じにした。作製した太陽電池
（ＳＣ実１８−６）は（ＳＣ実１６）と同様、従来の太
陽電池（ＳＣ比１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）よりも
さらに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有する
ことが分かった。
【０２９８】《実施例１９》 ｎ型層とｐ型層の積層順序を逆にした太陽電池を作製し
た。表９にｐ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｉ型層、ｎ型層の層形
成条件を記す。ｉ型Ｓｉ層の堆積速度は０．１ｎｍ／ｓ
ｅｃとした。ｉ型層を形成する際、ＳｉＨ4ガスとＣＨ4
ガス流量は図６のパターンのように変化させ、ｐ／ｉ界
面よりにバンドギャップの極小値がくるようにした。半
導体層以外の層、および基板は実施例１６と同じ条件、
同じ方法を用いて作製した。作製した太陽電池（ＳＣ実
１９）は（ＳＣ実１６）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ
比１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）よりもさらに良好な
初期光電変換効率および耐久特性を有することが分かっ
た。
【０２９９】《実施例２０》 ｐ／ｉ界面側にｉ型層のバンドギャップの最大値があ
り、その領域の厚さが２０ｎｍである非単結晶炭化シリ
コン太陽電池を作製した。ｉ型層形成時の流量変化パタ
ーンを図１３−１に示したパターンに変える以外は実施
例１６と同じ条件、同じ方法を用いて作製した。
【０３００】次に、太陽電池の組成分析を実施例１６と
同様な方法で行い、図７をもとにｉ型層の層厚方向のバ
ンドギャップの変化を調べたところ、図１３−２のよう
な結果となった。
【０３０１】作製した太陽電池（ＳＣ実２０）は（ＳＣ
実１６）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比１６−１）〜
（ＳＣ比１６−９）よりもさらに良好な初期光電変換効
率および耐久特性を有することが分かった。
【０３０２】＜比較例２０＞ ｉ型層のｐ／ｉ界面側にバンドギャップの最大値を有す
る領域があり、その領域の厚さをいろいろと変えた非単
結晶炭化シリコン太陽電池をいくつか作製した。領域の
厚さ以外は実施例２０と同じ条件、同じ方法を用いて作
製した。
【０３０３】作製した太陽電池の初期光電変換効率およ
び耐久特性を測定したところ、領域の厚さが１ｎｍ以上
３０ｎｍ以下では、実施例１６の太陽電池（ＳＣ実１
６）よりもさらに良好な初期光電変換効率および耐久特
性が得られた。
【０３０４】《実施例２１》 ｎ／ｉ界面近傍にｉ型層のバンドギャップの最大値があ
り、その領域の厚さが１５ｎｍである非単結晶炭化シリ
コン太陽電池を作製した。ｉ型層の流量変化パターンを
図１３−３のパターンに変えた以外は実施例１６と同じ
条件、同じ方法を用いて作製した。次に、太陽電池の組
成分析を実施例１６と同様な方法で行い、図７をもとに
ｉ型層の層厚方向のバンドギャップの変化を調べたとこ
ろ、図１３−４のような結果となった。
【０３０５】作製した太陽電池（ＳＣ実２１）は（ＳＣ
実１６）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ−比１６−１）
〜（ＳＣ比１６−９）よりもさらに良好な初期光電変換
効率および耐久特性を有することが分かった。
【０３０６】＜比較例２１＞ ｉ型層のｎ／ｉ界面近傍にバンドギャップの最大値を有
する領域があり、その領城の厚さをいろいろと変えた非
単結晶炭化シリコン太陽電池をいくつか作製した。領域
の厚さ以外は実施例２１と同じ条件、同じ方法を用いて
作製した。
【０３０７】作製した太陽電池の初期光電変換効率およ
び耐久特性を測定したところ、領域の厚さが１ｎｍ以
上、３０ｎｍ以下では実施例１６の太陽電池（ＳＣ実１
６）よりもさらに良好な初期光電変換効率および耐久特
性が得られた。
【０３０８】《実施例２２》 価電子制御剤がｉ型層内で分布している非単結晶炭化シ
リコン太陽電池を、図１９−１に示すＰＨ3／Ｈ2ガスと
Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスの流量の変化のパターンを用いて作製
した。作製の際、ＰＨ3／Ｈ2ガスとＢ2Ｈ6／Ｈ2ガスの
流量を変化させた以外は実施例１６と同じ条件、同じ方
法、同じ手順を用いた。作製した太陽電池（ＳＣ実２
２）は（ＳＣ実１６）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比
１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）よりもさらに良好な初
期光電変換効率および耐久特性を有することが分かっ
た。
【０３０９】また、ｉ型層中に含有されるＰ原子とＢ原
子の層厚方向の変化を２次イオン質曇分析装置（ＳＩＭ
Ｓ）を用いて調べたところ、図１９−２に示すように、
バンドギャップが最小の位置で、Ｐ原子とＢ原子の含有
量が最小となっていることが分かった。
【０３１０】《実施例２３》 ｉ型層に酸素原子が含有されている非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実施例１
６で流すガスの他に、Ｏ2／Ｈｅガスを１０ｓｃｃｍ、
堆積室４０１内に導入する以外は実施例１６と同じ条
件、同じ方法、同じ手順を用いた。作製した太陽電池
（ＳＣ実２３）は（ＳＣ実１６）と同様、従来の太陽電
池（ＳＣ比１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）よりもさら
に良好な初期光電変換効率および耐久特性を有すること
が分かった。また、ｉ型層中の酸素原子の含有量をＳＩ
ＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、２×１０19
（個／ｃｍ3）であることが分かった。
【０３１１】《実施例２４》 ｉ型層に窒素原子が含有されている非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実施例１
６で流すガスの他に、ＮＨ3／Ｈ2ガスを５ｓｃｃｍ、堆
積室４０１に導入する以外は実施例１６と同じ条件、同
じ方法、同じ手順を用いた。作製した太陽電池（ＳＣ実
２４）は（ＳＣ実１６）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ
比１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）よりもさらに良好な
初期光電変換効率および耐久特性を有することが分かっ
た。
【０３１２】また、ｉ型層中の窒素原子の含有量をＳＩ
ＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、３×１０17
（個／ｃｍ3）であることが分かった。
【０３１３】《実施例２５》 ｉ型層に酸素原子および窒素原子が含有されている非単
結晶炭化シリコン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成す
る際、実施例１６で流すガスの他に、Ｏ2／Ｈｅガスを
５ｓｃｃｍ、ＮＨ3／Ｈ2ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０
１内に導入する以外は実施例１６と同じ条件、同じ方
法、同じ手順を用いた。作製した太陽電池（ＳＣ実２
５）は（ＳＣ実１６）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比
１６−１）〜（ＳＣ比１６−９）よりもさらに良好な初
期光電変換効率および耐久特性を有することが分かっ
た。また、ｉ型層中の酸素原子と窒素原子の含有量をＳ
ＩＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、それぞ
れ、１×１０19（個／ｃｍ3）、３×１０17（個／ｃ
ｍ3）であることが分かった。
【０３１４】《実施例２６》 ｉ型層の水素含有量がシリコン含有量に対応して変化し
ている非単結晶炭化シリコン太陽電池を作製した。Ｏ2
／ＨｅガスボンベをＳｉＦ4ガス（純度９９．９９９
％）ボンベに交換し、ｉ型層を形成する際、図１５−１
の流量パターンに従って、ＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガス、Ｓ
ｉＦ4ガスの流量を変化させた。実施例１６と同様な方
法によって、この太陽電池（ＳＣ実２６）の層厚方向の
バンドギャップの変化を求めたところ、図１５−２と同
様な結果が得られた。
【０３１５】さらに２次イオン質量分析装置を用いて水
素原子とシリコン原子の含有量の層厚方向分析を行っ
た。その結果、図１５−３に示すように、水素原子の含
有量はシリコン原子の含有量に対応した層厚方向分布を
なしていることが分かった。
【０３１６】この太陽電池（ＳＣ実２６）の初期光電変
換効率と耐久特性を求めたところ、実施例１６の太陽電
池と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比１６−１）〜（ＳＣ
比１６−９）よりもさらに良好な初期光電変換効率及び
耐久特性を有することが分かった。
【０３１７】《実施例２７》 図４に示すマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた製造装
置により、図１の非単結晶炭化シリコン太陽電池の半導
体層を形成する際、シリコン原子含有ガス（ＳｉＨ4ガ
ス）と炭素原子含有ガス（ＣＨ4ガス）を堆積室から５
ｍの距離のところで混合させる以外は実施例１６と同じ
方法、同じ手順で非単結晶炭化シリコン太陽電池（ＳＣ
実２７）を作製した。作製した太陽電池（ＳＣ実２７）
は（ＳＣ実１６）よりもさらに良好な初期光電変換効率
および耐久特性を有することが分かった。
【０３１８】《実施例２８》 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図４の製
造装置を使用して、非単結晶炭化シリコン半導体層を有
する、図１６のタンデム型太陽電池を作製した。
【０３１９】まず、基板の作製を行った。実施例１６と
同様に５０×５０ｍｍ2のステンレス基板をアセトンと
イソプロパノールで超音波洗浄し、乾燥させた。スパッ
タリング法を用いて、ステンレス基板表面上に０．３μ
ｍのＡｇ（銀）の反射層を形成した。この際、基板温度
を３５０℃に設定し、基板表面を凹凸（テクスチャー
化）にした。その上に基板温度３５０℃で１．０μｍの
ＺｎＯ（酸化亜鉛）の反射増加層を形成した。
【０３２０】次に、実施例１６と同様な手順、同様な方
法で基板上に第１のｎ型層を形成し、さらに第１のｉ型
層、第１のｐ型層、第２のｎ型層、第２のｉ型層、ｉ型
Ｓｉ層、第２のｐ型層を順次形成した。第２のｉ型層を
形成する際、図５のような流量変化パターンに従ってＳ
ｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変化させ、ｉ型Ｓｉ層
の堆積速度は０．１５ｎｍ／ｓｅｃとした。
【０３２１】次に、実施例１６と同様に、第２のｐ型層
上に、透明電極として、層厚８０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2
Ｏ3＋ＳｎＯ2）及び集電電極として層厚１０μｍのクロ
ム（Ｃｒ）を通常の真空蒸着法で蒸着した。
【０３２２】以上でマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用い
たタンデム型太陽電池の作製を終えた。この太陽電池を
（ＳＣ実２８）と呼ぶことし、各半導体層の作製条件を
表１０に記す。
【０３２３】＜比較例２８−１＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、図６の流量変化パ
ターンに従って、ＳｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変
化させる以外は実施例２８と同様な方法、同様な手順で
タンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ
比２８−１）と呼ぶことにする。
【０３２４】＜比較例２８−２＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、ＰＨ3／Ｈ2ガスを
流さない以外は実施例２８と同様な方法、同様な手順で
タンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ
比２８−２）と呼ぶことにする。
【０３２５】＜比較例２８−３＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガス
を流さない以外は実施例２８と同様な方法、同様な手順
でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を（Ｓ
Ｃ比２８−３）と呼ぶことにする。
【０３２６】＜比較例２８−４＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例２８と同様な方法、同様
な手順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池
を（ＳＣ比２８−４）と呼ぶことにする。
【０３２７】＜比較例２８−５＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、ＲＦ電力を０．１
５Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例２８と同様な方法、同
様な手順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電
池を（ＳＣ比２８−５）と呼ぶことにする。
【０３２８】＜比較例２８−６＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3、ＲＦ電力を０．５５Ｗ／ｃｍ3にする以外は
実施例２８と同様な方法、同様な手順でタンデム型太陽
電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比２８−６）と
呼ぶことにする。
【０３２９】＜比較例２８−７＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、堆積室４０１の圧
力を０．１Ｔｏｒｒにする以外は実施例２８と同様な方
法、同様な手順でタンデム型太陽電池を作製した。この
太陽電池を（ＳＣ比２８−７）と呼ぶことにする。
【０３３０】＜比較例２８−８＞ 図１６のｉ型Ｓｉ層を形成する際、堆積速度を３ｎｍ／
ｓｅｃにする以外は実施例２８と同様な方法、同様な手
順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を
（ＳＣ比２８−８）と呼ぶことにする。
【０３３１】＜比較例２８−９＞ 図１６のｉ型Ｓｉ層を形成する際、層厚を４０ｎｍにす
る以外は実施例２８と同様な方法、同様な手順でタンデ
ム型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比２８
−９）と呼ぶことにする。
【０３３２】作製したこれらのタンデム型太陽電池の初
期光電変換効率と耐久特性を実施例１６と同様な方法で
測定したところ、（ＳＣ実２８）は従来のタンデム型太
陽電池（ＳＣ比２８−１）〜（ＳＣ比２８−９）よりも
さらに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有する
ことが分かった。
【０３３３】《実施例２９》 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図４の製
造装置を使用して、非単結晶炭化シリコン半導体層を有
する、図１７のトリプル型太陽電池を作製した。
【０３３４】まず、基板の作製を行った。実施例１６と
同様に５０×５０ｍｍ2のステンレス基板をアセトンと
イソプロパノールで超音波洗浄し、乾燥させた。実施例
２８と同様にスパッタリング法を用い、ステンレス基板
表面上に、基板温度３５０℃で０．３μｍのＡｇ（銀）
の反射層を形成し、基板表面を凹凸（テクスチャー化）
にした。その上に基板温度３５０℃で１．０μｍのＺｎ
Ｏ（酸化亜鉛）の反射増加層を形成した。
【０３３５】まず、ＮＨ3／Ｈ2ガスボンベの代わりにＧ
ｅＨ4ガス（純度９９．９９９％）ボンベを接続し、実
施例１６と同様な方法、手順により成膜の準備を終え
た。
【０３３６】実施例１６と同様な手順、同様な方法で基
板上に第１のｎ型層を形成し、さらに第１のｉ型層（Ｇ
ｅＨ4／ＳｉＨ4比は、０→０．１→０．４→０．１→０
と変化させて形成した）、第１のｐ型層、第２のｎ型
層、第２のｉ型層、第２のｐ型層、第３のｎ型層、第３
のｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、第３のｐ型層を順次形成した。
【０３３７】第３のｉ型層を形成する際、図５のような
流量変化パターンに従ってＳｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス
流量を変化させ、ｉ型Ｓｉ層は堆積速度０．１５ｎｍ／
ｓｅｃで形成した。
【０３３８】次に、実施例１６と同様に、第３のｐ型層
上に、透明電極として層厚８０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3
＋ＳｎＯ2）及び集電電極として層厚１０μｍのクロム
（Ｃｒ）を通常の真空蒸着法で蒸着した。
【０３３９】以上でマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用い
たトリプル型太陽電池の作製を終えた。この太陽電池を
（ＳＣ実２９）と呼ぶことし、各半導体層の作製条件を
表１１に記す。
【０３４０】＜比較例２９−１＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、図６の流量変化パ
ターンに従って、ＳｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変
化させる以外は実施例２９と同様な方法、同様な手順で
トリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ
比２９−１）と呼ぶことにする。
【０３４１】＜比較例２９−２＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、ＰＨ3／Ｈ2ガスを
流さない以外は実施例２９と同様な方法、同様な手順で
トリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ
比２９−２）と呼ぶことにする。
【０３４２】＜比較例２９−３＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガス
を流さない以外は実施例２９と同様な方法、同様な手順
でトリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池を（Ｓ
Ｃ比２９−３）と呼ぶことにする。
【０３４３】＜比較例２９−４＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例２９と同様な方法、同様
な手順でトリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池
を（ＳＣ比２９−４）と呼ぶことにする。
【０３４４】＜比較例２９−５＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、ＲＦ電力を０．１
５Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例２９と同様な方法、同
様な手順でトリプル型太陽電池を作製した。この太陽電
池を（ＳＣ比２９−５）と呼ぶことにする。
【０３４５】＜比較例２９−６＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3、ＲＦ電力を０．５５Ｗ／ｃｍ3にする以外は
実施例２９と同様な方法、同様な手順でトリプル型太陽
電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比２９−６）と
呼ぶことにする。
【０３４６】＜比較例２９−７＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、堆積室４０１の圧
力を０．０８Ｔｏｒｒにする以外は実施例２９と同様な
方法、同様な手順でトリプル型太陽電池を作製した。こ
の太陽電池を（ＳＣ比２９−７）と呼ぶことにする。
【０３４７】＜比較例２９−８＞ 図１７のｉ型Ｓｉ層を形成する際、堆積速度を３ｎｍ／
ｓｅｃにする以外は実施例２９と同様な方法、同様な手
順でトリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池を
（ＳＣ比２９−８）と呼ぶことにする。
【０３４８】＜比較例２９−９＞ 図１７のｉ型Ｓｉ層を形成する際、層厚を４０ｎｍにす
る以外は実施例２９と同様な方法、同様な手順でトリプ
ル型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比２９
−９）と呼ぶことにする。
【０３４９】作製したこれらのトリプル型太陽電池の初
期光電変換効率と耐久特性を実施例１６と同様な方法で
測定したところ、（ＳＣ実２９）は従来のトリプル型太
陽電池（ＳＣ比２９−１）〜（ＳＣ比２９−９）よりも
さらに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有する
ことが分かった。
【０３５０】《実施例３０》 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図４の製
造装置を使用して、図１７のトリプル型太陽電池を作製
し、モジュール化し、発電システムに応用した。
【０３５１】実施例２９と同じ条件、同じ方法電同じ手
順で５０×５０ｍｍ2のトリプル型太陽電池（ＳＣ実２
９）を６５個作製した。厚さ５．０ｍｍのアルミニウム
板上にＥＶＡ（エチレンビニルアセテート）からなる接
着材シートを乗せ、その上にナイロンシートを乗せ、さ
らにその上に作製した太陽電池を配列し、直列化および
並列化を行った。その上にＥＶＡの接着材シートを乗
せ、さらにその上にフッ素樹脂シートを乗せて、真空ラ
ミネートしてモジュール化した。
【０３５２】作製したモジュールの初期光電変換効率を
実施例１６と同様な方法で測定した。図１８の発電シス
テムを示す回路に接続し、負荷には夜間点灯する外灯を
使用した。システム全体は蕃電池、及びモジュールの電
力によって稼働し、モジュールは最も太陽光を集光でき
る角度に設置した。１年経過後の光電変換効率を測定
し、光劣化率（１年後の光電変換効率／初期光電変換効
率）を求めた。このモジュールを（ＭＪ実３０）と呼ぶ
ことにする。
【０３５３】＜比較例３０−１＞ 従来のトリプル型太陽電池（ＳＣ比２９−Ｘ）（Ｘ：１
〜９）を比較例２９−Ｘと同じ条件、同じ方法、同じ手
順で６５個作製し、実施例３０と同様にモジュール化し
た。このモジュールを（ＭＪ比３０−Ｘ）と呼ぶことに
する。
【０３５４】実施例３０と同じ条件、同じ方法、同じ手
順で初期光電変換効率と１年経過後の光電変換効率を測
定し、光劣化率を求めた。その結果、（ＭＪ比３０−
Ｘ）の光劣化率は（ＭＪ実３０）に対して次のような結
果となった。
【０３５５】以上の結果より本発明の太陽電池モジュー
ルのほうが従来の太陽電池モジュールよりもさらに優れ
た光劣化特性を有していることが分かった。
【０３５６】続いて、ｐ型層またはｎ型層を積層構造と
した非単結晶炭化シリコン太陽電池の実施例（３１〜４
５）を挙げ、本発明を詳細に説明する。
【０３５７】《実施例３１》 本実施例では、ｐ型層を積層構造とした太陽電池を作製
した。
【０３５８】まず、基板の作製を行った。５０×５０ｍ
ｍ2のステンレス基板をアセトンとイソプロパノールで
超音波洗浄し、乾燥させた。スパッタリング法を用いて
室温でステンレス基板表面上に層厚０．３μｍのＡｇ
（銀）の反射層とその上に３５０℃で層厚１．０μｍの
ＺｎＯ（酸化亜鉛）の反射増加層を作製した。
【０３５９】次に、図４に示す原料ガス供給装置２００
０と堆積装置４００からなるグロー放電分解法を用いた
製造装置により、反射増加層上に半導体層を作製した。
【０３６０】図中の２０４１〜２０４７のガスボンベに
は、本発明の光起電力素子を作製するための原料ガスが
密封されており、２０４１はＳｉＨ4ガス（純度９９．
９９９％）ボンベ、２０４２はＣＨ4ガス（純度９９．
９９９９％）ボンベ、２０４３はＨ2ガス（純度９９．
９９９９％）ボンベ、２０４４はＨ2ガスで１００ｐｐ
ｍに希釈されたＰＨ3ガス（純度９９．９９％、以下
「ＰＨ3／Ｈ2」と略記する）ボンベ、２０４５はＨ2ガ
スで１００ｐｐｍに希釈されたＢ2Ｈ6ガス（純度９９．
９９％、以下「Ｂ2Ｈ6／Ｈ2」と略記する）ボンベ、２
０４６はＨ2ガスで１％に希釈されたＮＨ3ガス（純度９
９．９９９９％、以下「ＮＨ3／Ｈ2」と略記する）ボン
ベ、２０４７はＨｅガスで１％に希釈されたＯ2ガス
（純度９９．９９９９％、以下「Ｏ2／Ｈｅ」と略記す
る）ボンベである。予め、ガスボンベ２０４１〜２０４
７を取り付ける際に、各々のガスを、バルブ２０２１〜
２０２７までのガス配管内に導入し、圧力調整器２０３
１〜２０３７により各ガス圧力を２ｋｇ／ｃｍ2に調整
した。尚。ＳｉＨ4ガスとＣＨ4ガスは、堆積室から５ｍ
のところで混合した。
【０３６１】次に、反射層と反射増加層が形成されてい
る基板４０４の裏面を加熱ヒーター４０５に密着させ、
堆積室４０１のリークバルブ４０９を閉じ、コンダクタ
ンスバルブ４０７を全開にして、不図示の真空ポンプに
より堆積室４０１内を真空排気し、真空計４０２の読み
が約１×１０-4Ｔｏｒｒになった時点でバルブ２００１
〜２００７、補助バルブ４０８を開け、ガス配管内部を
真空排気し、再び真空計４０２の読みが約１×１０-4Ｔ
ｏｒｒになった時点でバルブ２００１〜２００７を閉
じ、２０３１〜２０３７を徐々に開けて、各々のガスを
マスフローコントローラー２０１１〜２０１７内に導入
した。
【０３６２】以上のようにして成膜の準備が完了した
後、基板４０４上に、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ
型層の半導体層の作製を行なった。
【０３６３】ｎ型層を作製するには、補助バルブ４０
８、バルブ２００３を徐々に開けて、Ｈ2ガスをガス導
入管４１１を通じて堆積室４０１内に導入し、Ｈ2ガス
流量が５０ｓｃｃｍになるようにマスフローコントロー
ラー２０１３を設定し、堆積室内の圧力が１．０Ｔｏｒ
ｒになるように真空計４０２を見ながらコンダクタンス
バルブで調整し、基板４０４の温度が３５０℃になるよ
うに加熱ヒーター４０５を設定した。基板が十分加熱さ
れたところで、さらにバルブ２００１、２００４を徐々
に開いて、ＳｉＨ4ガス、ＰＨ3／Ｈ2ガスを堆積室４０
１内に流入させた。この時、ＳｉＨ4ガス流量が２ｓｃ
ｃｍ、Ｈ2ガス流量が１００ｓｃｃｍ、ＰＨ3／Ｈ2ガス
流量が２０ｓｃｃｍとなるように各々のマスフローコン
トローラー２０１１、２０１３、２０１４で調整した。
堆積室４０１内の圧力は、１．０Ｔｏｒｒとなるように
真空計４０２を見ながらコンダクタンスバルブ４０７の
開口を調整した。シャッター４１５が閉じられているこ
とを確認し、ＲＦ電源の電力を０．００７Ｗ／ｃｍ3に
設定し、ＲＦ電極４１０にＲＦ電力を導入し、グロー放
電を生起させた。シャッターを開け、基板４０４上にｎ
型層の作製を開始し、層厚２０ｎｍのｎ型層を作製した
ところでシャッターを閉じ、ＲＦ電源を切って、グロー
放電を止め、ｎ型層の形成を終えた。バルブ２００１、
２００４を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4ガス、
ＰＨ3／Ｈ2ガスの流入を止め、５分間、堆積室４０１内
へＨ2ガスを流し続けたのち、流出バルブ２００３を閉
じ、堆積室４０１内およびガス配管内を真空排気した。
【０３６４】次に、ｉ型層を作製するには、バルブ２０
０３を徐々に開けて、Ｈ2ガスを堆積室４０１内に導入
し、Ｈ2ガス流量が３００ｓｃｃｍになるようにマスフ
ローコントローラー２０１３で調節した。堆積室内の圧
力が０．０１Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見な
がらコンダクタンスバルブで調整し、基板４０４の温度
が３５０℃になるように加熱ヒーター４０５を設定し、
基板が十分加熱されたところでさらにバルブ２００１、
２００２を徐々に開いて、ＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガスを堆
積室４０１内に流入させた。この時、ＳｉＨ4ガス流量
が１００ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガス流量３０ｓｃｃｍ、Ｈ2ガ
ス流量が３００ｓｃｃｍとなるように各々のマスフロー
コントローラーで調整した。堆積室４０１内の圧力は、
０．０１Ｔｏｒｒとなるように真空計４０２を見ながら
コンダクタンスバルブ４０７の開口を調整した。次に、
ＲＦ電源４０３の電力を０．４０Ｗ／ｃｍ3に設定し、
ＲＦ電極４１０に印加した。その後、不図示のμＷ電源
の電力を０．２０Ｗ／ｃｍ3に設定し、誘電体窓４１３
を通して堆積室４０１内にμＷ電力を導入し、グロー放
電を生起させ、シャッターを閉け、ｎ型層上にｉ型層の
作製を開始した。マスフローコントローラーに接続され
たコンピューターを用い、図５に示した流量変化パター
ンに従ってＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガスの流量を変化させ、
層厚３００ｎｍのｉ型層を作製したところで、シャッタ
ーを閉じ、μＷ電源を切ってグロー放電を止め、ＲＦ電
源４０３を切り、ｉ型層の作製を終えた。バルブ２００
１、２００２を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4ガ
ス、ＣＨ4ガスの流入を止め、５分間、堆積室４０１内
へＨ2ガスを流し続けた後、バルブ２００３を閉じ、堆
積室４０１内およびガス配管内を真空排気した。
【０３６５】次に、ｉ型Ｓｉ層を作製するには、バルブ
２００３を徐々に開けて、Ｈ2ガスを堆積室４０１内に
導入し、Ｈ2ガス流量が５０ｓｃｃｍになるようにマス
フローコントローラー２０１３で調節した。堆積室内の
圧力が１．５Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見な
がらコンダクタンスバルブで調整した。基板４０４の温
度が２５０℃になるように加熱ヒーター４０５を設定
し、基板が十分加熱されたところでさらにバルブ２００
１を徐々に開いて、ＳｉＨ4ガスを堆積室４０１内に流
入させた。この時、ＳｉＨ4ガス流量が２ｓｃｃｍ、Ｈ2
ガス流量が１００ｓｃｃｍとなるように各々のマスフロ
ーコントローラーで調整した。
【０３６６】堆積室４０１内の圧力は、１．５Ｔｏｒｒ
となるように真空計４０２を見ながらコンダクタンスバ
ルブ４０７の開口を調整した。ＲＦ電源を０．００７Ｗ
／ｃｍ3に設定し、ＲＦ電力を導入し、グロー放電を生
起させ、シャッター４１５を開け、０．１ｎｍ／ｓｅｃ
の堆積速度で、ｉ型層上にｉ型Ｓｉ層の形成を開始し
た。層厚２０ｎｍのｉ型Ｓｉ層を作製したところでシャ
ッターを閉じ、ＲＦ電源を切り、グロー放電を止め、ｉ
型Ｓｉ層の形成を終えた。バルブ２００１を閉じて、堆
積室４０１内へのＳｉＨ4ガスの流入を止め、５分間、
堆積室４０１内へＨ2ガスを流し続けたのち、バルブ２
００３を閉じ、堆積室４０１内及びガス配管内を真空排
気した。
【０３６７】ｐ型層を作製するには、バルブ２００３を
徐々に開けて、Ｈ2ガスを堆積室４０１内に導入し、Ｈ2
ガス流量が３００ｓｃｃｍになるようにマスフローコン
トローラー２０１３で調節した。堆積室内の圧力が０．
０１Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見ながらコン
ダクタンスバルブで調整した。基板４０４の温度が２０
０℃になるように加熱ヒーター４０５を設定し、基板が
十分加熱されたところでさらにバルブ２００１、２００
２、２００５を徐々に開いて、ＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガ
ス、Ｈ2ガス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスを堆積室４０１内に流入
させた。この時、ＳｉＨ4ガス流量が１０ｓｃｃｍ、Ｃ
Ｈ4ガス流量が５ｓｃｃｍ、Ｈ2ガス流量が３００ｓｃｃ
ｍ、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガス流量が１０ｓｃｃｍとなるように
各々のマスフローコントローラーで調整した。堆積室４
０１内の圧力は、０．０２Ｔｏｒｒとなるように真空計
４０２を見ながらコンダクタンスバルブ４０７の開口を
調整した。μＷ電源の電力を０．３０Ｗ／ｃｍ3に設定
し、誘電体窓４１３を通して堆積室４０１内にμＷ電力
を導入し、グロー放電を生起させ、シャッター４１５を
開け、ｉ型Ｓｉ層上にライトドープ層（この層をＢ層と
呼ぶことにする）の形成を開始した。層厚約３ｎｍのＢ
層を作製したところでシャッターを閉じ、μＷ電源を切
り、グロー放電を止めた。バルブ２００１、２００２、
２００５を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4ガス、
ＣＨ4ガス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスの流入を止め、５分間、堆
積室４０１内へＨ2ガスを流し続けたのち、バルブ２０
０３を閉じ、堆積室４０１内およびガス配管内を真空排
気した。
【０３６８】次にバルブ２００５を徐々に開けて、堆積
室４０１内にＢ2Ｈ6／Ｈ2ガスを流入させ、流量が１０
００ｓｃｃｍになるようにマスローコントローラーで調
整した。堆積室内の圧力が０．０２Ｔｏｒｒになるよう
に真空計４０２を見ながらコンダクタンスバルブで調整
し、μＷ電源の電力を０．２０Ｗ／ｃｍ3に設定し、誘
電体窓４１３を通して堆積室４０１内にμＷ電力を導入
し、グロー放電を生起させ、シャッター４１５を開け、
Ｂ層上にホウ素（Ｂ）の層（この層をＡ層と呼ぶことに
する）の形成を開始した。６秒間経過したところでシャ
ッターを閉じ、μＷ電源を切り、グロー放電を止めた。
バルブ２００５を閉じて、堆積室４０１内へのＢ2Ｈ6／
Ｈ2ガスの流入を止め、５分間、堆積室４０１内へＨ2ガ
スを流し続けたのち、バルブ２００３を閉じ、堆積室４
０１内およびガス配管内を真空排気した。
【０３６９】次に上記した方法と同じ方法、同じ手順、
同じ条件でＡ層上に更にＢ層，Ａ層、Ｂ層を順次形成
し、層厚約１０ｎｍのｐ型層の形成を終えた。
【０３７０】補助バルブ４０８を閉じ、リークバルブ４
０９を開けて、堆積室４０１をリークした。
【０３７１】次に、ｐ型層上に、透明電極として層厚８
０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3＋ＳｎＯ2）及び集電電極と
して層厚１０μｍのクロム（Ｃｒ）を通常の真空蒸着法
で蒸着した。
【０３７２】以上で非単結晶炭化シリコン太陽電池の作
製を終えた。この太陽電池を（ＳＣ実３１）と呼ぶこと
し、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層の作製条件を
表１２に示す。
【０３７３】＜比較例３１−１＞ ｉ型層を形成する際に、ＳｉＨ4ガス流量及びＣＨ4ガス
流量を、図６に示す流量パターンに従って各々のマスフ
ローコントローラーで調整した以外は、実施例３１と同
じ条件、同じ手順で、基板上に、反射層、反射増加層、
ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層、透明電極、集電
電極を形成して太陽電池を作製した。この太陽電池を
（ＳＣ比３１−１）と呼ぶことにする。
【０３７４】＜比較例３１−２＞ ｉ型層を形成する際に、μＷ電力を０．５Ｗ／ｃｍ3に
する以外は、実施例３１と同じ条件、同じ手順で、基板
上に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ
層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を
作製した。この太陽電池を（ＳＣ比３１−２）と呼ぶこ
とにする。
【０３７５】＜比較例３１−３＞ ｉ型層を形成する際に、ＲＦ電力を０．１５Ｗ／ｃｍ3
にする以外は、実施例３１と同じ条件、同じ手順で、基
板上に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓ
ｉ層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池
を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比３１−３）と呼ぶ
ことにする。
【０３７６】＜比較例３１−４＞ ｉ型層を形成する際に、μＷ電力を０．５Ｗ／ｃｍ3、
ＲＦ電力を０．５５Ｗ／ｃｍ3にする以外は、実施例３
１と同じ条件、同じ手順で、基板上に、反射層、反射増
加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層、透明電
極、集電電極を形成して太陽電池を作製した。この太陽
電池を（ＳＣ比３１−４）と呼ぶことにする。
【０３７７】＜比較例３１−５＞ ｉ型層を形成する際に、内圧を０．０８Ｔｏｒｒにする
以外は、実施例３１と同じ条件、同じ手順で、基板上
に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ
層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を
作製した。この太陽電池を（ＳＣ比３１−５）と呼ぶこ
とにする。
【０３７８】＜比較例３１−６＞ ｉ型Ｓｉ層を形成する際、堆積速度を３ｎｍ／ｓｅｃに
する以外は、実施例３１と同じ条件、同じ手順で、基板
上に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ
層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を
作製した。この太陽電池を（ＳＣ比３１−６）と呼ぶこ
とにする。
【０３７９】＜比較例３１−７＞ ｉ型Ｓｉ層を形成する際、層厚を４０ｎｍにする以外
は、実施例３１と同じ条件、同じ手順で、基板上に、反
射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型
層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を作製し
た。この太陽電池を（ＳＣ比３１−７）と呼ぶことにす
る。
【０３８０】作製した太陽電池（ＳＣ実３１）及び（Ｓ
Ｃ比３１−１）〜（ＳＣ比３１−７）の初期光電変換効
率（光起電力／入射光電力）及び耐久特性の測定を行な
った。初期光電変換効率は、作製した太陽電池を、ＡＭ
−１．５（１００ｍＷ／ｃｍ2）光照射下に設置して、
Ｖ−Ｉ特性を測定して求めた。
【０３８１】測定の結果、本実施例の太陽電池（ＳＣ実
３１）は、実施例１の太陽電池（ＳＣ実１）に比べ、初
期光電変換効率が１．０３倍向上することが分かった。
【０３８２】また、（ＳＣ実３１）の太陽電池に対し
て、（ＳＣ比３１−１）〜（ＳＣ比３１−７）の電期光
電変換効率は以下のようになった。 （ＳＣ比３１−１） ０．８０倍 （ＳＣ比３１−２） ０．６１倍 （ＳＣ比３１−３） ０．７８倍 （ＳＣ比３１−４） ０．６５倍 （ＳＣ比３１−５） ０．７５倍 （ＳＣ比３１−６） ０．７８倍 （ＳＣ比３１−７） ０．８３倍
【０３８３】耐久特性の測定は、作製した太陽電池を、
湿度７０％、温度６０℃の暗所に設置し、３６００ｒｐ
ｍで振幅１ｍｍの振動を２４時間加えた後の、ＡＭ１．
５（１００ｍＷ／ｃｍ2）照射下での光電変換効率の低
下（耐久試験後の光電変換効率／初期光電変換効率）に
より行った。
【０３８４】測定の結果、本実施例の太陽電池（ＳＣ実
３１）は、実施例１の太陽電池（ＳＣ実１）に比べ、耐
久特性が１．１１倍向上することが分かった。
【０３８５】また、（ＳＣ実３１）の太陽電池に対し
て、（ＳＣ比３１−１）〜（ＳＣ比３１−７）の光電変
換効率の低下は以下のようになった。 （ＳＣ比３１−１） ０．８１倍 （ＳＣ比３１−２） ０．７５倍 （ＳＣ比３１−３） ０．８５倍 （ＳＣ比３１−４） ０．８０倍 （ＳＣ比３１−５） ０．７２倍 （ＳＣ比３１−６） ０．８０倍 （ＳＣ比３１−７） ０．８５倍
【０３８６】次に、ステンレス基板と、バリウム硼珪酸
ガラス（コーニング（株）製７０５９）基板を用い、Ｓ
ｉＨ4ガス流量及びＣＨ4ガス流量を、種々変えた以外
は、実施例３１のｉ型層と同じ作製条件で、基板上に、
ｉ型層を１μｍ形成して物性測定用サンプルを作製し
た。作製した物性測定用サンプルのバンドギャップ（Ｅ
ｇ）と組成の分析を行い、Ｓｉ（シリコン）原子とＣ
（炭素）原子の組成比と、バンドギャップの関係を求め
たところ、図７と同じ結果が得られた。
【０３８７】また、ｉ型Ｓｉ層についても、実施例３１
のｉ型Ｓｉ層と同じ作製条件で、バリウム硼珪酸ガラス
基板上に、ｉ型Ｓｉ層を１μｍ形成してバンドギャップ
測定用サンプルを作製した。上述した測定方法により作
製したサンプルのバンドギヤツプを求めたところ、１．
７５ｅＶであった。
【０３８８】次に、作製した太陽電池（ＳＣ実３１）、
（ＳＣ比３１−１）〜（ＳＣ比３１−７）のｉ型層にお
けるＳｉ原子とＣ原子の層厚方向の組成分析を行った。
【０３８９】（ＳＣ実３１）、（ＳＣ比３１−２）〜
（ＳＣ比３１−７）の太陽電池では、バンドギャップの
極小値の位置がｉ型層の中央の位置よりｐ／ｉ界面方向
に片寄っており、（ＳＣ比３１−１）の太陽電池では、
バンドギャップの極小値の位置がｉ型層の中央の位置よ
りｎ／ｉ界面方向に片寄っていることが分かった。
【０３９０】以上、（ＳＣ実３１）、（ＳＣ比３１−
１）〜（ＳＣ比３１−７）の層厚方向に対するバンドギ
ャップの変化は、堆積室内に流入させる、Ｓｉを含む原
料ガス（この場合にはＳｉＨ4ガス）とＣを含む原料ガ
ス（この場合にはＣＨ4）の比に依存することが分かっ
た。
【０３９１】次に、シリコン基板（１１１）上に、ｐ型
層を形成し、その断面ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）像を
観察した。Ａ層の堆積時間を１２秒にする以外は実施例
３１と同様な方法、手順でシリコン基板上にｐ型層を作
製した。作製した試料を断面方向に切断し、ｐ型層中の
Ａ層とＢ層の積層の様子を観察したところ、図２０のよ
うに層厚約１ｎｍのＡ層と層厚約３ｎｍのＢ層が交互に
積層されていることが分かった。
【０３９２】＜比較例３１−８＞ 実施例３１でｉ型層を形成する際に導入するμＷ電力と
ＲＦ電力をいろいろと変え、他の条件は実施例３１と同
じにして、非単結晶炭化シリコン太陽電池を幾つか作製
した。堆積速度はＲＦ電力に依存せず、μＷ電力が０．
３２Ｗ／ｃｍ3以上では一定となり、この電力で原料ガ
スであるＳｉＨ4ガスとＣＨ4ガスが１００％分解されて
いることが分かった。
【０３９３】ＡＭ１．５（１００ｍＷ／ｃｍ2）光を照
射したときの太陽電池の初期光電変換効率を測定したと
ころ、μＷ電力がＳｉＨ4ガスおよびＣＨ4ガスを１００
％分解するμＷ電力（０．３２Ｗ／ｃｍ3）以下で、か
つＲＦ電力がμＷ電力より大きいとき初期光電変換効率
は大幅に向上していることが分かった。
【０３９４】＜比較例３１−９＞ 実施例３１でｉ型層を形成する際、堆積室４０１に導入
するガスの流量をＳｉＨ4ガス５０ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガス
１０ｓｃｃｍに変更し、Ｈ2ガスは導入せず、μＷ電力
とＲＦ電力をいろいろ変えて非単結晶炭化シリコン太陽
電池を幾つか作製した。他の条件は実施例３１と同じに
した。堆積速度とμＷ電力、ＲＦ電力の関係を調べたと
ころ、比較例３１−８と同様に堆積速度はＲＦ電力に依
存せず、μｗ電力が０．１８Ｗ／ｃｍ3以上では一定
で、このμＷ電力で、原料ガスであるＳｉＨ4ガスおよ
びＣＨ4ガスが１００％分解されていることが分かっ
た。
【０３９５】ＡＭ１．５光を照射したときの太陽電池の
初期光電変換効率を測定したところ、図１０と同様な傾
向を示す結果となった。すなわち、μＷ電力がＳｉＨ4
ガスおよびＣＨ4ガスを１００％分解するμＷ電力
（０．１８Ｗ／ｃｍ3）以下で、かつＲＦ電力がμＷ電
力より大きいとき初期光電変換効率は大幅に向上してい
ることが分かった。
【０３９６】＜比較例３１−１０＞ 実施例３１でｉ型層を形成する際、堆積室４０１に導入
するガスの流量をＳｉＨ4ガス２００ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガ
ス５０ｓｃｃｍ、Ｈ2ガス５００ｓｃｃｍに変更し、さ
らに基板温度が３００℃になるように加熱ヒーターの設
定を変更してμＷ電力とＲＦ電力をいろいろ変えて非単
結晶炭化シリコン太陽電池を幾つか作製した。他の条件
は実施例３１と同じにした。堆積速度とμＷ電力、ＲＦ
電力との関係を調べたところ、比較例３１−８と同様に
堆積速度はＲＦ電力には依存せず、μＷ電力が０．６５
Ｗ／ｃｍ3以上で一定で、この電力で原料ガスであるＳ
ｉＨ4ガス及びＣＨ4ガスが１００％分解されていること
が分かった。ＡＭ１．５光を照射したときの太陽電池の
初期光電変換効率を測定したところ、図１０と同様な傾
向を示し、μＷ電力がＳｉＨ4ガスを１００％分解する
μＷ電力（０．６５Ｗ／ｃｍ3）以下かつＲＦ電力がμ
Ｗ電力より大きいとき、初期光電変換効率は大幅に向上
していることが分かった。
【０３９７】＜比較例３１−１１＞ 実施例３１でｉ型層を形成する際、堆積室内の圧力を３
ｍＴｏｒｒから２００ｍＴｏｒｒまでいろいろ変え、他
の条件は実施例３１と同じにして、非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を幾つか作製した。
【０３９８】ＡＭ１．５光を照射したときの太陽電池の
初期光電変換効率を測定したところ、圧力が５０ｍＴｏ
ｒｒ以上では大幅に初期光電変換効率が減少しているこ
とが分かった。
【０３９９】＜比較例３１−１２＞ 実施例３１でｉ型Ｓｉ層を形成する際、原料ガスである
ＳｉＨ4ガスの流量と導入するＲＦ電力をいろいろと変
え、ｉ型Ｓｉ層の堆積速度を変えた非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を幾つか作製した。ＳｉＨ4ガスの流量とＲ
Ｆ電力以外の条件は実施例３１と同じにした。
【０４００】ＡＭ１．５の光を照射したときの太陽電池
の初期光電変換効率を測定したところ、堆積速度が２ｎ
ｍ／ｓｅｃ以上では大幅に初期光電変換効率が減少する
ことが分かった。
【０４０１】＜比較例３１−１３＞ 実施例３１でｉ型Ｓｉ層を形成する際、ｉ型Ｓｉ層の層
厚を変えた非単結晶炭化シリコン太腸電池を幾つか作製
した。ｉ型Ｓｉ層の層厚以外の条件は実施例３１と同じ
にした。ＡＭ１．５の光を照射したときの太陽電池の初
期光電変換効率を測定したところ、ｉ型Ｓｉ層の層厚が
３０ｎｍ以上では大幅に初期光電変換効率が減少してい
ることが分かった。
【０４０２】以上、＜比較例３１−１＞〜＜比較例３１
−１３＞から明らかなように本発明の太陽電池（ＳＣ実
３１）が、従来の太陽電池（ＳＣ比３１−１）〜（ＳＣ
比３１−７）よりもさらに優れた特性を有することが判
明し、５０ｍＴｏｒｒ以下の圧力では、原料ガス流量、
基板温度などの作製条件に依存せず優れた特性が得られ
ることが実証された。
【０４０３】《実施例３２》 実施例３１においてバンドギャップ（Ｅｇ）の極小値の
層厚方向に対する位置、極小値の大きさ、およびパター
ンを変えて太陽電池を幾つか作製し、その初期光電変換
効率および耐久特性を実施例３１と同様な方法で調べ
た。このときｉ型層のＳｉＨ4ガス流量とＣＨ4ガス流量
の変化パターン以外は実施例３１と同じにした。ＳｉＨ
4ガス流量とＣＨ4ガス流量の変化パターンを変えて図１
２に示したバンド図の太陽電池を作製した。
【０４０４】作製したこれらの太陽電池の初期光電変換
効率および耐久特性を調べた結果を表１３に示す。ここ
で個々の値は、（ＳＣ実３２−１）の値を基準として規
格化したものである。これらの結果から分かるように、
バンドギャップの極小値の大きさ、変化パターンによら
ず、ｉ型層のバンドギャップが層厚方向になめらかに変
化し、バンドギャップの極小値の位置がｉ型層の中央の
位置よりｐ／ｉ界面方向に片寄っている本発明の太陽電
池のほうが優れていることが分かった。
【０４０５】《実施例３３》 Ａ層を水銀増感光ＣＶＤ法で形成した太陽電池を作製し
た。図４の製造装置にφ１００ｍｍ、厚さ１０ｍｍの石
英ガラス窓と低圧水銀ランプを取り付け、石英ガラス窓
を通して低圧水銀ランプの光が堆積室内に入射するよう
にした。また石英ガラス窓には堆積物が付着しないよう
に、窓を覆うシャッター（窓シャッターと呼ぶ）を、堆
積室内部に取り付けておいた。さらに入口、出口にバル
ブの付いた容器（図４の２０４８）に水銀（純度９９．
９９９％）を詰めた。容器をバルブ２００５とマスフロ
ーコントローラー２０１５の間に取り付け、Ｂ2Ｈ6／Ｈ
2ガスでバブリングすることにより、堆積室内にＢ2Ｈ6
／Ｈ2ガスとともに気化した水銀を導入できるようにし
た。
【０４０６】Ａ層を形成する際、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスの流
量を１０００ｓｃｃｍ、堆積室内に流入させ、圧力を
１．０Ｔｏｒｒにし、予めシャッター４１５は開けてお
き、低圧水銀ランプを点灯し、６０秒間、窓シャッター
を開け、Ｂ層上にＡ層を形成した。これ以外は、実施例
３１と同じ条件、同じ方法、同じ手順で、図１の太陽電
池を作製した。
【０４０７】作製した太陽電池（ＳＣ実３３）は（ＳＣ
実３１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比３１−１）〜
（ＳＣ比３１−７）よりもさらに良好な初期光電変換効
率および耐久特性を有することが分かった。
【０４０８】《実施例３４》 ｎ型層とｐ型層の積層順序を逆にした太陽電池を作製し
た。表１４にｐ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｉ型層、ｎ型層の層
形成条件を示す。ｉ型Ｓｉ層の堆積速度は０．１ｎｍ／
ｓｅｃとした。ｉ型層を形成する際、ＳｉＨ4ガス流量
とＣＨ4ガス流量は図６のパターンのように変化させ、
ｐ／ｉ界面よりにバンドギャップの極小値がくるように
し、ｎ型層は実施例３１と同様にして、ＰＨ3／Ｈ2ガス
を用いて積層構造にした。半導体層以外の層、および基
板は実施例３１と同じ条件、同じ方法を用いて作製し
た。作製した太陽電池（ＳＣ実３４）は（ＳＣ実３１）
と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比３１−１）〜（ＳＣ比
３１−７）よりもさらに良好な初期光電変換効率および
耐久特性を有することが分かった。
【０４０９】《実施例３５》 ｐ／ｉ界面側にｉ型層のバンドギャップの最大値を有す
る領域があり、その領域の厚さが２０ｎｍである非単結
晶炭化シリコン太陽電池を作製した。
【０４１０】ｉ型層の流量変化パターンを図１３−１の
パターンに変えた以外は実施例３１と同じ条件、同じ方
法を用いて作製した。次に、太陽電池の組成分析を実施
例３１と同様な方法で行い、図７をもとにｉ型層の層厚
方向のバンドギャップの変化を調べたところ、図１３−
２のような結果となった。作製した太陽電池（ＳＣ実３
５）は（ＳＣ実３１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比
３１−１）〜（ＳＣ比３１−７）よりもさらに良好な初
期光電変換効率および耐久特性を有することが分かっ
た。
【０４１１】＜比較例３５＞ ｐ／ｉ界面側にｉ型層のバンドギャップの最大値を有す
る領域があり、その領域の厚さをいろいろと変えた非単
結晶炭化シリコン太陽電池をいくつか作製した。領域の
厚さ以外は実施例３５と同じ条件、同じ方法を用いて作
製した。
【０４１２】作製した太陽電池の初期光電変換効率及び
耐久特性を測定したところ、領域の厚さが１ｎｍ以上、
３０ｎｍ以下では、実施例３１の太陽電池（ＳＣ実３
１）よりもさらに良好な初期光電変換効率および耐久特
性が得られた。
【０４１３】《実施例３６》 ｎ／ｉ界面近傍にｉ型層のバンドギャップの最大値を有
する領域があり、その領域の厚さが１５ｎｍである非単
結晶炭化シリコン太陽電池を作製した。
【０４１４】ｉ型層の流量変化パターンを図１３−３の
パターンに変えた以外は実施例３１と同じ条件、同じ方
法を用いて作製した。次に、太陽電池の組成分析を実施
例３１と同様な方法で行い、図７をもとにｉ型層の層厚
方向のバンドギャップの変化を調べたところ、図１３−
４のような結果となった。作製した太陽電池（ＳＣ実３
６）は（ＳＣ実３１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比
３１−１）〜（ＳＣ比３１−７）よりもさらに良好な初
期光電変換効率および耐久特性を有することが分かっ
た。
【０４１５】＜比較例３６＞ ｎ／ｉ界面近傍にｉ型層のバンドギャップの最大値を有
する領域があり、その領域の厚さをいろいろと変えた非
単結晶炭化シリコン太陽電池をいくつか作製した。領域
の厚さ以外は実施例３６と同じ条件、同じ方法を用いて
作製した。作製した太陽電池の初期光電変換効率および
耐久特性を測定したところ、領域の厚さが１ｎｍ以上、
３０ｎｍ以下では実施例３１の太陽電池（ＳＣ実３１）
よりもさらに良好な初期光電変換効率および耐久特性が
得られた。
【０４１６】《実施例３７》 ｐ型層を形成する際、トリエチルボロン（Ｂ（Ｃ2Ｈ5）
3、以下ＴＥＢと略記する）を用いた太陽電池を作製し
た。
【０４１７】常温、常圧で液体のＴＥＢ（純度９９．９
９％）を入口、出口にバルブの付いた液体ボンベ（図４
の２０４８）に詰めた。ボンベを原料ガス供給装置に取
り付け、Ｈ2ガスでバブリングすることにより、堆積室
内にＨ2ガスとともに気化したＴＥＢを導入できるよう
にした。
【０４１８】Ｂ層を形成する際、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスの代
わりにＴＥＢ／Ｈ2ガスを１０ｓｃｃｍ、堆積室内に流
入させる以外は実施例３１と同じ条件、手順でｉ型Ｓｉ
層上にＢ層を形成し、５分間、Ｈ2ガスを堆積室内に流
入させた後に、堆積室内を真空排気した。Ａ層は、Ｂ2
Ｈ6／Ｈ2ガスの代わりにＴＥＢ／Ｈ2ガスを１０００ｓ
ｃｃｍ、堆積室内に流入させる以外は実施例３１と同じ
条件、手順でＢ層上にＡ層を形成し、５分間、Ｈ2ガス
を堆積室内に流入させた後に、堆積室内を真空排気し
た。
【０４１９】更に、同様にしてＡ層上にＢ層、Ａ層、Ｂ
層を形成した後、堆積室内を真空排気した。
【０４２０】ｐ型層以外は実施例３１と同じ条件、方
法、手順で作製した。作製された太陽電池（ＳＣ実３
７）は（ＳＣ実３１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比
３１−１）〜（ＳＣ比３１−７）よりもさらに良好な初
期光電変換効率および耐久特性を有することが分かっ
た。
【０４２１】《実施例３８》 ｉ型層に酸素原子が含有されている非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実施例３
１で流すガスの他に、Ｏ2／Ｈｅガスを１０ｓｃｃｍ、
堆積室４０１内に導入する以外は実施例３１と同じ条
件、同じ方法、同じ手順を用いた。作製した太陽電池
（ＳＣ実３８）は（ＳＣ実３１）と同様、従来の太陽電
池（ＳＣ比３１−１）〜（ＳＣ比３１−７）よりもさら
に良好な初期光電変換効率および耐久特性を有すること
が分かった。
【０４２２】また、ｉ型層中の酸素原子の含有量を２次
イオン質量分析装置（ＳＩＭＳ）で調べたところ、ほぼ
均一に含有され、２×１０19（個／ｃｍ3）であること
が分かつた。
【０４２３】《実施例３９》 ｉ型層に窒素原子が含有されている非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を作製した。
【０４２４】ｉ型層を形成する際、実施例３１で流すガ
スの他に、ＮＨ3／Ｈ2ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１
内に導入する以外は実施例３１と同じ条件、同じ方法、
同じ手順を用いた。作製した太陽電池（ＳＣ実３９）は
（ＳＣ実３１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比３１−
１）〜（ＳＣ比３１−７）よりもさらに良好な初期光電
変換効率および耐久特性を有することが分かった。ま
た、ｉ型層中の窒素原子の含有量をＳＩＭＳで調べたと
ころ、ほぼ均一に含有され、３×１０17（個／ｃｍ3）
であることが分かった。
【０４２５】《実施例４０》 ｉ型層に酸素原子および窒素原子が含有されている非単
結晶炭化シリコン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成す
る際、実施例３１で流すガスの他に、Ｏ2／Ｈｅガスを
５ｓｃｃｍ、ＮＨ3／Ｈ2ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０
１内に導入する以外は実施例３１と同じ条件、同じ方
法、同じ手順を用いた。作製した太陽電池（ＳＣ実４
０）は（ＳＣ実３１）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比
３１−１）〜（ＳＣ比３１−７）よりもさらに良好な初
期光電変換効率および耐久特性を有することが分かっ
た。
【０４２６】また、ｉ型層中の酸素原子と窒素原子の含
有量をＳＩＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、
それぞれ、１×１０19（個／ｃｍ3）、３×１０17（個
／ｃｍ3）であることが分かった。
【０４２７】《実施例４１》 ｉ型層の水素含有量がシリコン含有量に対応して変化し
ている非単結晶炭化シリコン太陽電池を作製した。Ｏ2
／ＨｅガスボンベをＳｉＦ4ガス（純度９９．９９９
％）ボンベに交換し、ｉ型層を形成する際、図１５−１
の流量パターンに従って、ＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガス、Ｓ
ｉＦ4ガスの流量を変化させた。実施例３１と同様な方
法によってこの太陽電池（ＳＣ実４１）の層厚方向のバ
ンドギャップの変化を求めたところ、図１５−２と同様
な結果が得られた。
【０４２８】さらに２次イオン質量分析装置を用いて水
素原子とシリコン原子の含有量の層厚方向分析を行っ
た。その結果、図１５−３と同様に、水素原子の含有量
はシリコン原子の含有量に対応した層厚方向分布をなし
ていることが分かった。
【０４２９】この太陽電池（ＳＣ実４１）の初期光電変
換効率と耐久特性を求めたところ、実施例３１の太陽電
池と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比３１−１）〜（ＳＣ
比３１−７）よりもさらに良好な初期光電変換効率およ
び耐久特性を有することが分かった。
【０４３０】《実施例４２》 図４に示すマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた製造装
置により、図１の非単結晶炭化シリコン太陽電池の半導
体層を形成する際、シリコン原子含有ガス（ＳｉＨ4ガ
ス）と炭素原子含有ガス（ＣＨ4ガス）を堆積室から５
ｍの距離のところで混合させる以外は実施例３１と同じ
方法、同じ手順で非単結晶炭化シリコン太陽電池（ＳＣ
実４２）を作製した。作製した太陽電池（ＳＣ実４２）
は（ＳＣ実３１）よりもさらに良好な初期光電変換効率
および耐久特性を有することが分かった。
【０４３１】《実施例４３》 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図４の製
造装置を使用して、非単結晶炭化シリコン半導体層を有
する、図１６のタンデム型太陽電池を作製した。
【０４３２】まず、基板の作製を行った。実施例３１と
同様に５０×５０ｍｍ2のステンレス基板をアセトンと
イソプロパノールで超音波洗浄し、乾燥させた。スパッ
タリング法を用いて、ステンレス基板表面上に０．３μ
ｍのＡｇ（銀）の反射層を形成した。この際、基板温度
を３５０℃に設定し、基板表面を凹凸（テクスチャー
化）にした。その上に基板温度３５０℃で１．０μｍの
ＺｎＯ（酸化亜鉛）の反射増加層を形成した。
【０４３３】次に、実施例３１と同様な手順、同様な方
法で基板上に第１のｎ型層を形成し、さらに第１のｉ型
層、第１のｐ型層、第２のｎ型層、第２のｉ型層、ｉ型
Ｓｉ層、第２のｐ型層を順次形成した。第２のｉ型層を
形成する際、図５のような流量変化パターンに従ってＳ
ｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変化させ、ｉ型Ｓｉ層
は０．１５ｎｍ／ｓｅｃの堆積速度で形成し、さらに第
２のｐ型層は実施例３１と同様な積層構造にした。
【０４３４】次に、実施例３１と同様に第２のｐ型層上
に、透明電極として、層厚８０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3
＋ＳｎＯ2）及び集電電極として層厚１０μｍのクロム
（Ｃｒ）を通常の真空蒸着法で蒸着した。
【０４３５】以上でマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用い
たタンデム型太陽電池の作製を終えた。この太陽電池を
（ＳＣ実４３）と呼ぶことし、各半導体層の作製条件を
表１５に記す。
【０４３６】＜比較例４３−１＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、図６の流量変化パ
ターンに従って、ＳｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変
化させる以外は実施例４３と同様な方法、同様な手順で
タンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ
比４３−１）と呼ぶことにする。
【０４３７】＜比較例４３−２＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例４３と同様な方法、同様
な手順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池
を（ＳＣ比４３−２）と呼ぶことにする。
【０４３８】＜比較例４３−３＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、ＲＦ電力を０．１
５Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例４３と同様な方法、同
様な手順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電
池を（ＳＣ比４３−３）と呼ぶことにする。
【０４３９】＜比較例４３−４＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3、ＲＦ電力を０．５５Ｗ／ｃｍ3にする以外は
実施例４３と同様な方法、同様な手順でタンデム型太陽
電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比４３−４）と
呼ぶことにする。
【０４４０】＜比較例４３−５＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、堆積室４０１の圧
力を０．１Ｔｏｒｒにする以外は実施例４３と同様な方
法、同様な手順でタンデム型太陽電池を作製した。この
太陽電池を（ＳＣ比４３−５）と呼ぶことにする。
【０４４１】＜比較例４３−６＞ 図１６のｉ型Ｓｉ層を形成する際、堆積速度を３ｎｍ／
ｓｅｃにする以外は実施例４３と同様な方法、同様な手
順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を
（ＳＣ比４３−６）と呼ぶことにする。
【０４４２】＜比較例４３−７＞ 図１６のｉ型Ｓｉ層を形成する際、層厚を４０ｎｍにす
る以外は実施例４３と同様な方法、同様な手順でタンデ
ム型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比４３
−７）と呼ぶことにする。
【０４４３】作製したこれらのタンデム型太陽電池の初
期光電変換効率と耐久特性を実施例３１と同様な方法で
測定したところ、（ＳＣ実４３）は従来のタンデム型太
陽電池（ＳＣ比４３−１）〜（ＳＣ比４３−７）よりも
さらに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有する
ことが分かった。
【０４４４】《実施例４４》 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図４の製
造装置を使用して、非単結晶炭化シリコン半導体層を有
する、図１７のトリプル型太陽電池を作製した。
【０４４５】まず、基板の作製を行った。実施例３１と
同様に５０×５０ｍｍ2のステンレス基板をアセトンと
イソプロパノールで超音波洗浄し、乾燥させた。実施例
４３と同様にスパッタリング法を用い、ステンレス基板
表面上に、基板温度３５０℃で０．３μｍのＡｇ（銀）
の反射層を形成し、基板表面を凹凸（テクスチャー化）
にした。その上に基板温度３５０℃で１．０μｍのＺｎ
Ｏ（酸化亜鉛）の反射増加層を形成した。
【０４４６】次に、ＮＨ3／Ｈ2ガスボンベの代わりにＧ
ｅＨ4ガス（純度９９．９９９％）ボンベを接続し、実
施例３１と同様な方法、手順により成膜の準備を終え
た。実施例３１と同様な手順、同様な方法で基板上に第
１のｎ型層を形成し、さらに第１のｉ型層（ＧｅＨ4／
ＳｉＨ4比は、０→０．３→０．５→０．３→０と変化
させて形成した）、第１のｐ型層、第２のｎ型層、第２
のｉ型層、第２のｐ型層、第３のｎ型層、第３のｉ型
層、ｉ型Ｓｉ層、第３のｐ型層を順次形成した。
【０４４７】第３のｉ型層を形成する際、図５のような
流量変化パターンに従ってＳｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス
流量を変化させ、ｉ型Ｓｉ層を形成する際、０．１５ｎ
ｍ／ｓｅｃの堆積速度で形成し、さらに第２のｐ型層、
第３のｐ型層は実施例３１と同様に積層構造にした。
【０４４８】次に、実施例３１と同様に、第３のｐ型層
上に、透明電極として、層厚８０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2
Ｏ3＋ＳｎＯ2）及び集電電極として層厚１０μｍのクロ
ム（Ｃｒ）を通常の真空蒸着法で蒸着した。
【０４４９】以上でマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用い
たトリプル型太陽電池の作製を終えた。この太陽電池を
（ＳＣ実４４）と呼ぶことし、各半導体層の作製条件を
表１６に示す。
【０４５０】＜比較例４４−１＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、図６の流量変化パ
ターンに従って、ＳｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変
化させる以外は実施例４４と同様な方法、同様な手順で
トリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ
比４４−１）と呼ぶことにする。
【０４５１】＜比較例４４−２＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例４４と同様な方法、同様
な手順でトリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池
を（ＳＣ比４４−２）と呼ぶことにする。
【０４５２】＜比較例４４−３＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、ＲＦ電力を０．１
５Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例４４と同様な方法、同
様な手順でトリプル型太陽電池を作製した。この太陽電
池を（ＳＣ比４４−３）と呼ぶことにする。
【０４５３】＜比較例４４−４＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3、ＲＦ電力を０．５５Ｗ／ｃｍ3にする以外は
実施例４４と同様な方法、同様な手順でトリプル型太陽
電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比４４−４）と
呼ぶことにする。
【０４５４】＜比較例４４−５＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、堆積室４０１の圧
力を０．０８Ｔｏｒｒにする以外は実施例４４と同様な
方法、同様な手順でトリプル型太陽電池を作製した。こ
の太陽電池を（ＳＣ比４４−５）と呼ぶことにする。
【０４５５】＜比較例４４−６＞ 図１７のｉ型Ｓｉ層を形成する際、堆積速度を３ｎｍ／
ｓｅｃにする以外は実施例４４と同様な方法、同様な手
順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を
（ＳＣ比４４−６）と呼ぶことにする。
【０４５６】＜比較例４４−７＞ 図１７のｉ型Ｓｉ層を形成する際、層厚を４０ｎｍにす
る以外は実施例４４と同様な方法、同様な手順でトリプ
ル型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比４４
−７＞と呼ぶことにする。
【０４５７】作製したこれらのトリプル型太陽電池の初
期光電変換効率と耐久特性を実施例３１と同様な方法で
測定したところ、（ＳＣ実４４）は従来のトリプル型太
陽電池（ＳＣ比４４−１）〜（ＳＣ比４４−７）よりも
さらに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有する
ことが分かった。
【０４５８】《実施例４５》 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図４の製
造装置を使用して、図１７のトリプル型太陽電池を作製
し、モジュール化し、発電システムに応用した。
【０４５９】実施例４４と同じ条件、同じ方法、同じ手
順で５０×５０ｍｍ2のトリプル型太陽電池（ＳＣ実４
４）を６５個作製した。厚さ５．０ｍｍのアルミニウム
板上にＥＶＡ（エチレンビニルアセテート）からなる接
着材シ−トを乗せ、その上にナイロンシートを乗せ、さ
らにその上に作製した太陽電池を配列し、直列化及び並
列化を行った。その上にＥＶＡの接着材シートを乗せ、
さらにその上にフッ素樹脂シートを乗せて、真空ラミネ
ートしてモジュール化した。作製したモジュールの初期
光電変換効率を実施例３１と同様な方法で測定した。
【０４６０】作製したモジュールを図１８の発電システ
ムを示す回路に接続した。負荷には夜間点灯する外灯を
用いた。システム全体は蓄電池、及びモジュールの電力
によって稼働し、モジュールは最も太陽光を集光できる
角度に設置した。１年経過後の光電変換効率を測定し、
光劣化率（１年後の光電変換効率／初期光電変換効率）
を求めた。このモジュールを（ＭＪ実４５）と呼ぶこと
にする。
【０４６１】＜比較例４５−１＞ 従来のトリプル型太陽電池（ＳＣ比４４−Ｘ）（Ｘ：１
〜７）を比較例４４−Ｘと同じ条件、同じ方法、同じ手
順で６５個作製し、実施例４５と同様にモジュール化し
た。このモジュールを（ＭＪ比４５ーＸ）と呼ぶことに
する。
【０４６２】実施例４５と同じ条件、同じ方法、同じ手
順で初期光電変換効率と１年経過後の光電変換効率を測
定し、光劣化率を求めた。
【０４６３】その結果、（ＭＪ比４５−Ｘ）の光劣化率
は（ＭＪ実４５）に対して次のような結果となった。 モジュール光劣化率の比 ＭＪ実４５ １．００ ＭＪ比４５−１ ０．８４ ＭＪ比４５−２ ０．８０ ＭＪ比４５−３ ０．８５ ＭＪ比４５−４ ０．８１ ＭＪ比４５−５ ０．７１ ＭＪ比４５−６ ０．７２ ＭＪ比４５−７ ０．８２
【０４６４】以上の結果より本発明の太陽電池モジュー
ルのほうが従来の太陽電池モジュールよりもさらに優れ
た光劣化特性を有していることが分かった。
【０４６５】次にｉ型層に価電子制御剤を導入し、ｐ型
またはｎ型層を積層型とした太陽電池の実施例（４６〜
６０）を挙げて本発明を説明する。
【０４６６】《実施例４６》 本実施例では、ｉ型層にＰ及びＢを導入し、ｐ型層を積
層構造とした太陽電池を作製した。
【０４６７】まず、基板の作製を行った。５０×５０ｍ
ｍ2のステンレス基板をアセトンとイソプロパノールで
超音波洗浄し、乾燥させた。スパッタリング法を用いて
室温でステンレス基板表面上に層厚０．３μｍのＡｇ
（銀）の反射層とその上に３５０℃で層厚１．０μｍの
ＺｎＯ（酸化亜鉛）の反射増加層を作製した。
【０４６８】次に、図４に示す原料ガス供給装置２００
０と堆積装置４００からなるグロー放電分解法を用いた
製造装置により、反射増加層上に半導体層を作製した。
図中の２０４１〜２０４７のガスボンベには、本発明の
光起電力素子を作製するための原料ガスが密封されてお
り、２０４１はＳｉＨ4ガス（純度９９．９９９％）ボ
ンベ、２０４２はＣＨ4ガス（純度９９．９９９９％）
ボンベ、２０４３はＨ2ガス（純度９９．９９９９％）
ボンベ、２０４４はＨ2ガスで１００ｐｐｍに希釈され
たＰＨ3ガス（純度９９．９９％、以下「ＰＨ3／Ｈ2」
と略記する）ボンベ、２０４５はＨ2ガスで１００ｐｐ
ｍに希釈されたＢ2Ｈ6ガス（純度９９．９９％、以下
「Ｂ2Ｈ6／Ｈ2」と略記する）ボンベ、２０４６はＨ2ガ
スで１％に希釈されたＮＨ3ガス（純度９９．９９９９
％、以下「ＮＨ3／Ｈ2」と略記する）ボンベ、２０４７
はＨｅガスで１％に希釈されたＯ2ガス（純度９９．９
９９９％、以下「Ｏ2／Ｈｅ」と略記する）ボンベであ
る。予め、ガスボンベ２０４１〜２０４７を取り付ける
際に、各々のガスを、バルブ２０２１〜２０２７までの
ガス配管内に導入し、圧力調整器２０３１〜２０３７に
より各ガス圧力を２ｋｇ／ｃｍ2に調整した。尚、Ｓｉ
Ｈ4ガス及びＣＨ4ガスは、堆積室から１０ｍのところで
混合した。
【０４６９】次に、反射層と反射増加層が形成されてい
る基板４０４の裏面を加熱ヒーター４０５に密着させ、
堆積室４０１のリークバルブ４０９を閉じ、コンダクタ
ンスバルブ４０７を全開にして、不図示の真空ポンプに
より堆積室４０１内を真空排気し、真空計４０２の読み
が約１×１０-4Ｔｏｒｒになった時点でバルブ２００１
〜２００７、補助バルブ４０８を開けて、ガス配管内部
を真空排気し、再び真空計４０２の読みが約１×１０-4
Ｔｏｒｒになった時点でバルブ２００１〜２００７を閉
じ、２０３１〜２０３７を徐々に開けて、各々のガスを
マスフローコントローラー２０１１〜２０１７内に導入
した。
【０４７０】以上のようにして成膜の準備が完了した
後、基板４０４上に、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ
型層の半導体層の作製を行なった。
【０４７１】ｎ型層を作製するには、補助バルブ４０
８、バルブ２００３を徐々に開けて、Ｈ2ガスをガス導
入管４１１を通じて堆積室４０１内に導入し、Ｈ2ガス
流量が５０ｓｃｃｍになるようにマスフローコントロー
ラー２０１３を設定し、堆積室内の圧力が１．０Ｔｏｒ
ｒになるように真空計４０２を見ながらコンダクタンス
バルブで調整し、基板４０４の温度が３５０℃になるよ
うに加熱ヒーター４０５を設定した。基板が十分加熱さ
れたところで、さらにバルブ２００１、２００４を徐々
に開いて、ＳｉＨ4ガス、ＰＨ3／Ｈ2ガスを堆積室４０
１内に流入させた。この時、ＳｉＨ4ガス流量が２ｓｃ
ｃｍ、Ｈ2ガス流量が１００ｓｃｃｍ、ＰＨ3／Ｈ2ガス
流量が２０ｓｃｃｍとなるように各々のマスフローコン
トーラー２０１１、２０１３、２０１４で調整した。堆
積室４０１内の圧力は、１．０Ｔｏｒｒとなるように真
空計４０２を見ながらコンダクタンスバルブ４０７の開
口を調整した。シャッター４１５が閉じられていること
を確認し、ＲＦ電源の電力を０．００７Ｗ／ｃｍ3に設
定し、ＲＦ電極４１０にＲＦ電力を導入し、グロー放電
を生起させた。シャッターを開け、基板４０４上にｎ型
層の作製を開始し、層厚２０ｎｍのｎ型層を作製したと
ころでシャッターを閉じ、ＲＦ電源を切って、グロー放
電を止め、ｎ型層の形成を終えた。バルブ２００１、２
００４を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4ガス、Ｐ
Ｈ3／Ｈ2ガスの流入を止め、５分間、堆積室４０１内へ
Ｈ2ガスを流し続けたのち、流出バルブ２００３を閉
じ、堆積室４０１内およびガス配管内を真空排気した。
【０４７２】次に、ｉ型層を作製するには、バルブ２０
０３を徐々に開けて、Ｈ2ガスを堆積室４０１内に導入
し、Ｈ2ガス流量が３００ｓｃｃｍになるようにマスフ
ローコントローラー２０１３で調節した。堆積室内の圧
力が０．０１Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見な
がらコンダクタンスバルブで調整し、基板４０４の温度
がЗ５０℃になるように加熱ヒーター４０５を設定し、
基板が十分加熱されたところでさらにバルブ２００１、
２００２、２００４、２００５を徐々に開いて、ＳｉＨ
4ガス、ＣＨ4ガス、ＰＨ3／Ｈ2ガス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガス
を堆積室４０１内に流入させた。この時、ＳｉＨ4ガス
流量が１００ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガス流量３０ｓｃｃｍ、
Ｈ2ガス流量が３００ｓｃｃｍ、ＰＨ3／Ｈ2ガス流量が
２ｓｃｃｍ、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガス流量が５ｓｃｃｍとなる
ように各々のマスフローコントローラーで調整した。堆
積室４０１内の圧力は、０．０１Ｔｏｒｒとなるように
真空計４０２を見ながらコンダクタンスバルブ４０７の
開口を調整した。
【０４７３】次に、ＲＦ電源４０３の電力を０．４０Ｗ
／ｃｍ3に設定し、ＲＦ電極４０３に印加した。その
後、不図示のμＷ電源の電力を０．２０Ｗ／ｃｍ2に設
定し、誘電体窓４１３を通して堆積室４０１内にμＷ電
力を導入し、グロー放電を生起させ、シャッターを開
け、ｎ型層上にｉ型層の作製を開始した。マスフローコ
ントローラーに接続されたコンピューターを用い、図５
に示した流量変化バターンに従ってＳｉＨ4ガス、ＣＨ4
ガスの流量を変化させ、層厚３００ｎｍのｉ型層を作製
したところで、シャッターを閉じ、μＷ電源を切ってグ
ロー放電を止め、ＲＦ電源４０３を切り、ｉ型層の作製
を終えた。バルブ２００１、２００２、２００４、２０
０５を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4ガス、ＣＨ4
ガス、ＰＨ3／Ｈ2ガス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスの流入を止
め、５分間、堆積室４０１内へＨ2ガスを流し続けたの
ち、バルブ２００３を囲じ、堆積室４０１内およびガス
配管内を真空排気した。
【０４７４】次に、ｉ型Ｓｉ層を作製するには、バルブ
２００３を徐々に開けて、Ｈ2ガスを堆積室４０１内に
導入し、Ｈ2ガス流量が５０ｓｃｃｍになるようにマス
フローコントローラー２０１３で調節した。堆積室内の
圧力が１．５Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見な
がらコンダクタンスバルブで調整し、基板４０４の温度
が２５０℃になるように加熱ヒーター４０５を設定し、
基板が十分加熱されたところでさらにバルブ２００１を
徐々に開けて、ＳｉＨ4ガスを堆積室４０１内に流入し
た。この時、ＳｉＨ4ガス流量が２ｓｃｃｍ、Ｈ2ガス流
量が１００ｓｃｃｍとなるように各々のマスフローコン
トローラーで調整し、また堆積室４０１内の圧力は、
１．５Ｔｏｒｒとなるように真空計４０２を見ながらコ
ンダクタンスバルブ４０７の開口を調整した。
【０４７５】ＲＦ電源を０．００７Ｗ／ｃｍ3に設定
し、ＲＦ電力を導入し、グロー放電を生起させ、シャッ
ター４１５を開け、ｉ型層上にｉ型Ｓｉ層の形成を開始
した。堆積速度０．１ｎｍ／ｓｅｃ、層厚２０ｎｍのｉ
型Ｓｉ層を作製したところでシャッターを閉じ、ＲＦ電
源を切り、グロー放電を止め、ｉ型Ｓｉ層の形成を終え
た。バルブ２００１を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉ
Ｈ4ガスの流入を止め、５分間、堆積室４０１内へＨ2ガ
スを流し続けたのち、バルブ２００３を閉じ、堆積室４
０１内およびガス配管内を真空排気した。
【０４７６】ｐ型層を作製するには、バルブ２００３を
徐々に開けて、Ｈ2ガスを堆積室４０１内に導入し、Ｈ2
ガス流量が３００ｓｃｃｍになるようにマスフローコン
トローラー２０１３で調節した。堆積室内の圧力が０．
０２Ｔｏｒｒになるように真空計４０２を見ながらコン
ダクタンスバルブで調整し、基板４０４の温度が２００
℃になるように加熱ヒーター４０５を設定し、基板が十
分加熱されたところでさらにバルブ２００１、２００
２、２００５を徐々に開いて、ＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガ
ス、Ｈ2ガス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスを堆積室４０１内に流入
させた。この時、ＳｉＨ4ガス流量が１０ｓｃｃｍ、Ｃ
Ｈ4ガス流量が５ｓｃｃｍ、Ｈ2ガス流量が３００ｓｃｃ
ｍ、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガス流量が１０ｓｃｃｍとなるように
各々のマスフローコントローラーで調整した。堆積室４
０１内の圧力は、０．０２Ｔｏｒｒとなるように真空計
４０２を見ながらコンダクタンスバルブ４０７の開口を
調整した。
【０４７７】μＷ電源を０．３０Ｗ／ｃｍ3に設定し、
誘電体窓４１３を通して堆積室４０１にμＷ電力をを導
入し、グロー放電を生起させ、シャッター４１５を開
け、ｉ型Ｓｉ層上にライトドープ層（この層をＢ層と呼
ぶ）の形成を開始した。層厚３ｎｍのＢ層を作製したと
ころでシャッターを閉じ、μＷ電源を切り、グロー放電
を止めた。バルブ２００１、２００２、２００５を閉じ
て、堆積室４０１内へのＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガス、Ｂ2
Ｈ6／Ｈ2ガスの流入を止め、５分間、堆積室４０１内へ
Ｈ2ガスを流し続けたのち、バルブ２００３を閉じ、堆
積室４０１内およびガス配管内を真空排気した。
【０４７８】次にバルブ２００５を徐々に開けて、堆積
室４０１内にＢ2Ｈ6／Ｈ2ガスを流入指せ、流量が１０
００ｓｃｃｍになるようにマスフローコントローラーで
調整した。堆積室の圧力が０．０２Ｔｏｒｒになるよう
に真空計４０２を見ながらコンダクタンスバルブで調整
し、μＷ電源の電力を０．２０Ｗ／ｃｍ2に設定し、堆
積室４０１内にμＷ電力を導入し、グロー放電を生起さ
せ、シャッター４１５を開け、Ｂ層上にホウ素（Ｂ）の
層（この層をＡ層と呼ぶ）の形成を開始した。６秒間経
過したところでシャッターを閉じ、μＷ電源を切り、グ
ロー放電を止めた。バルブ２００５を閉じて、堆積室４
０１内へのＢ2Ｈ6／Ｈ2ガスの導入を止め５分間、堆積
室４０１内へＨ2ガスを流し続けた後、バルブ２００３
を閉じ、堆積室４０１内及びガス配管内を真空排気し
た。
【０４７９】続いて上記した方法と同じ方法、同じ手
順、同じ条件でＡ層上にＢ層、Ａ層、Ｂ層を順次形成
し、層厚約１０ｎｍのｐ型層の形成を終えた。
【０４８０】補助バルブ４０８を閉じ、リークバルブ４
０９を開けて、堆積室４０１をリークした。
【０４８１】次に、ｐ型層上に、透明電極として、層厚
８０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3＋ＳｎＯ2）と、集電電極
として層厚１０μｍのクロム（Ｃｒ）を通常の真空蒸着
法で蒸着した。以上で非単結晶炭化シリコン太陽電池の
作製を終えた。この太陽電池を（ＳＣ実４６）と呼ぶこ
とにし、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層の作製条
件を表１７に示す。
【０４８２】＜比較例４６−１＞ ｉ型層を形成する際に、ＳｉＨ4ガス流量及びＣＨ4ガス
流量を、図６に示す流量パターンに従って各々のマスフ
ローコントローラーで調整した以外は、実施例４６と同
じ条件、同じ手順で、基板上に、反射層、反射増加層、
ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層、透明電極、集電
電極を形成して太陽電池を作製した。この太陽電池を
（ＳＣ比４６−１）と呼ぶことにする。
【０４８３】＜比較例４６−２＞ ｉ型層を形成する際、ＰＨ3／Ｈ2ガスを流さない以外は
実施例４６と同様な方法、同様な手順で基板上に、反射
層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型
層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を作製し
た。この太陽電池を（ＳＣ比４６−２）と呼ぶことにす
る。
【０４８４】＜比較例４６−３＞ ｉ型層を形成する際、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスを流さない以外
は実施例４６と同様な方法、同様な手順で基板上に、反
射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型
層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を作製し
た。この太陽電池を（ＳＣ比４６−３）と呼ぶことにす
る。
【０４８５】＜比較例４６−４＞ ｉ型層を形成する際に、μＷ電力を０．５Ｗ／ｃｍ3に
する以外は、実施例４６と同じ条件、同じ手順で、基板
上に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ
層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を
作製した。この太陽電池を（ＳＣ比４６−４）と呼ぶこ
とにする。
【０４８６】＜比較例４６−５＞ ｉ型層を形成する際に、ＲＦ電力を０．１５Ｗ／ｃｍ3
にする以外は、実施例４６と同じ条件、同じ手順で、基
板上に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓ
ｉ層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池
を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比４６−５）と呼ぶ
ことにする。
【０４８７】＜比較例４６−６＞ ｉ型層を形成する際に、μＷ電力を０．５Ｗ／ｃｍ3、
ＲＦ電力を０．５５Ｗ／ｃｍ3にする以外は、実施例４
６と同じ条件、同じ手順で、基板上に、反射層、反射増
加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層、透明電
極、集電電極を形成して太陽電池を作製した。この太陽
電池を（ＳＣ比４６−６）と呼ぶことにする。
【０４８８】＜比較例４６−７＞ ｉ型層を形成する際に、堆積室内の圧力を０．０８Ｔｏ
ｒｒにする以外は、実施例４６と同じ条件、同じ手順
で、基板上に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、
ｉ型Ｓｉ層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太
陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比４６−７）
と呼ぶことにする。
【０４８９】＜比較例４６−８＞ ｉ型Ｓｉ層を形成する際に、堆積速度を３ｎｍ／ｓｅｃ
にする以外は、実施例４６と同じ条件、同じ手順で、基
板上に、反射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓ
ｉ層、ｐ型層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池
を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比４６−８）と呼ぶ
ことにする。
【０４９０】＜比較例４６−９＞ ｉ型Ｓｉ層を形成する際に、層厚を４０ｎｍにする以外
は、実施例４６と同じ条件、同じ手順で、基板上に、反
射層、反射増加層、ｎ型層、ｉ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｐ型
層、透明電極、集電電極を形成して太陽電池を作製し
た。この太陽電池を（ＳＣ比４６−９）と呼ぶことにす
る。
【０４９１】以上の作製した太陽電池（ＳＣ実４６）及
び（ＳＣ比４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）の初期光電
変換効率（光起電力／入射光電力）及び耐久特性の測定
を行なった。初期光電変換効率の測定は、作製した太陽
電池を、ＡＭ−１．５（１００ｍＷ／ｃｍ2）光照射下
に設置して、Ｖ−Ｉ特性を測定することにより得られ
る。
【０４９２】測定の結果、本実施例の太陽電池（ＳＣ実
４６）の初期光電変換効率は、実施例１の太陽電池（Ｓ
Ｃ実１）に比べて、１．０３１倍となり、一層の特性向
上が見られた。
【０４９３】また、（ＳＣ実４６）の太陽電池に対し
て、（ＳＣ比４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）の初期光
電変換効率は以下のようになった。 （ＳＣ比４６−１） ０．７６倍 （ＳＣ比４６−２） ０．７４倍 （ＳＣ比４６−３） ０．７３倍 （ＳＣ比４６−４） ０．６３倍 （ＳＣ比４６−５） ０．８０倍 （ＳＣ比４６−６） ０．６５倍 （ＳＣ比４６−７） ０．７２倍 （ＳＣ比４６−８） ０．７４倍 （ＳＣ比４６−９） ０．８０倍
【０４９４】耐久特性の測定は、作製した太陽電池を、
湿度７０％、温度６０℃の暗所に設置し、３６００ｒｐ
ｍで振幅１ｍｍの振動を２４時間加えた後の、ＡＭ１．
５（１００ｍＷ／ｃｍ2）照射下での光電変換効率の低
下（耐久試験後の光電変換効率／初期光電変換効率）に
より行った。
【０４９５】測定の結果、本実施例の太陽電池（ＳＣ実
４６）の耐久特性は、実施例１の太陽電池（ＳＣ実１）
に比べて、１．０５倍向上した。
【０４９６】（ＳＣ実４６）の太陽電池に対して、（Ｓ
Ｃ比４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）の光電変換効率の
低下は以下のようになった。 （ＳＣ比４６−１） ０．７５倍 （ＳＣ比４６−２） ０．７４倍 （ＳＣ比４６−３） ０．７３倍 （ＳＣ比４６−４） ０．６５倍 （ＳＣ比４６−５） ０．８２倍 （ＳＣ比４６−６） ０．７０倍 （ＳＣ比４６−７） ０．７１倍 （ＳＣ比４６−８） ０．７６倍 （ＳＣ比４６−９） ０．８６倍
【０４９７】次に、ステンレス基板と、バリウム硼珪酸
ガラス（コーニング（株）製７０５９）基板を用い、Ｓ
ｉＨ4ガス流量及びＣＨ4ガス流量を、種々の流量に変え
た以外は、実施例４６のｉ型層と同じ作製条件で、基板
上に、ｉ型層を１μｍ形成して物性測定用サンプルを作
製した。
【０４９８】作製した物性測定用サンプルのバンドギャ
ップ（Ｅｇ）と組成の分析を行い、Ｓｉ（シリコン）原
子とＣ（炭素）原子の組成比と、バンドギャップの関係
を求めた所、図７と同じ結果となった。
【０４９９】また、ｉ型Ｓｉ層についても実施例４６の
と同じ作製条件で、バリウム硼珪酸ガラス基板上に、ｉ
型Ｓｉ層を１μｍ形成してバンドギャップ測定用サンプ
ルを作製した。上述した測定方法により作製したサンプ
ルのバンドギャップを求めたところ、１．７５ｅＶであ
った。
【０５００】次に、作製した太陽電池（ＳＣ実４６）、
（ＳＣ比４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）のｉ型層にお
けるＳｉ原子とＣ原子の層厚方向の組成分析を行った。
【０５０１】Ｓｉ原子とＣ原子の組成比とバンドギャッ
プの関係より、ｉ型層とｉ型Ｓｉ層の層厚方向のバンド
ギャップの変化を求めた。（ＳＣ実４６）、（ＳＣ比４
６−２）〜（４６−９）の太陽電池では、バンドギャッ
プの極小値の位置がｉ型層の中央の位置よりｐ／ｉ界面
方向に片寄っており、（ＳＣ比４６−１）の太陽電池で
は、バンドギャップの極小値の位置がｉ型層の中央の位
置よりｎ／ｉ界面方向に片寄っていることが分かった。
【０５０２】以上、（ＳＣ実４６）、（ＳＣ比４６−
１）〜（ＳＣ比４６−９）の層厚方向に対するバンドギ
ャップの変化は、堆積室内に流入させる、Ｓｉを含む原
料ガス（この場合にはＳｉＨ4ガス）とＣを含む原料ガ
ス（この場合にはＣＨ4）の比に依存することが分かっ
た。
【０５０３】次に、太陽電池（ＳＣ実４６）、（ＳＣ比
４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）のｉ型層におけるＰ原
子とＢ原子の層厚方向の組成分析を２次イオン質量分析
装置（ＣＡＭＥＣＡ製ＩＭＳ−３Ｆ）で行った。測定の
結果、Ｐ原子、Ｂ原子は層厚方向に対して均一に分布し
ており、組成比は以下のようになった。 （ＳＣ実４６） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ （ＳＣ比４６−１） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ （ＳＣ比４６−２） P/(Si+C) Ｎ．Ｄ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ （ＳＣ比４６−З） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) Ｎ．Ｄ． （ＳＣ比４６−４） P/(Si+C) 〜４ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１８ｐｐｍ （ＳＣ比４６−５） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ （ＳＣ比４６−６） P/(Si+C) 〜４ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１７ｐｐｍ （ＳＣ比４６−７） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ （ＳＣ比４６−８） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ （ＳＣ比４６−９） P/(Si+C) 〜３ｐｐｍ B/(Si+C) 〜１０ｐｐｍ Ｎ．Ｄ．：検出限界以下
【０５０４】＜比較例４６−１０＞ ｉ型層を形成する際に導入するμＷ電力とＲＦ電力をい
ろいろと変え、他の条件は実施例４６と同じにして、非
単結晶炭化シリコン太陽電池を幾つか作製した。
【０５０５】堆積速度はＲＦ電力に依存せず、μＷ電力
が０．３２Ｗ／ｃｍ3以上では一定となり、この電力で
原料ガスであるＳｉＨ4ガスとＣＨ4ガスが１００％分解
されていることが分かった。
【０５０６】また、ＡＭ１．５（１００ｍＷ／ｃｍ2）
光を照射したときの太陽電池の初期光電変換効率を測定
したところ、μＷ電力がＳｉＨ4ガスおよびＣＨ4ガスを
１００％分解するμＷ電力（０．３２Ｗ／ｃｍ3）以下
で、かつＲＦ電力がμＷ電力より大きいとき初期光電変
換効率は大幅に向上していることが分かった。
【０５０７】＜比較例４６−１１＞ 実施例４６でｉ型層を形成する際、堆積室４０１に導入
するガスの流量をＳｉＨ4ガス５０ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガス
１０ｓｃｃｍに変更し、Ｈ2ガスは導入せず、μＷ電力
とＲＦ電力をいろいろ変えて非単結晶炭化シリコン太陽
電池を幾つか作製した。他の条件は実施例４６と同じに
した。
【０５０８】堆積速度とμＷ電力、ＲＦ電力の関係を調
べたところ、比較例４６−１０と同様に堆積速度はＲＦ
電力に依存せず、μＷ電力が０．１８Ｗ／ｃｍ3以上で
は一定で、このμＷ電力で、原料ガスであるＳｉＨ4ガ
スおよびＣＨ4ガスが１００％分解されていることが分
かった。
【０５０９】ＡＭ１．５の光を照射したときの太陽電池
の初期光電変換効率を測定したところ、図１０と同様な
傾向を示す結果となった。すなわち、μＷ電力がＳｉＨ
4ガスおよびＣＨ4ガスを１００％分解するμＷ電力
（０．１８Ｗ／ｃｍ3）以下で、かつＲＦ電力がμＷ電
力より大きいとき初期光電変換効率は大幅に向上してい
ることが分かった。
【０５１０】＜比較例４６−１２＞ 実施例４６でｉ型層を形成する際、堆積室４０１に導入
するガスの流量をＳｉＨ4ガス２００ｓｃｃｍ、ＣＨ4ガ
ス５０ｓｃｃｍ、Ｈ2ガス５００ｓｃｃｍに変更し、さ
らに基板温度が３００℃になるように加熱ヒーターの設
定を変更してμＷ電力とＲＦ電力をいろいろ変えて非単
結晶炭化シリコン太陽電池を幾つか作製した。他の条件
は実施例４６と同じにした。堆積速度とμＷ電力、ＲＦ
電力との関係を調べたところ、比較例４６−１０と同様
に堆積速度はＲＦ電力には依存せず０．６５Ｗ／ｃｍ3
以上で一定で、この電力で原料ガスであるＳｉＨ4ガス
およびＣＨ4ガスが１００％分解されていることが分か
った。
【０５１１】ＡＭ１．５光を照射したときの太陽電池の
初期光電変換効率を測定したところ、図１０と同様な傾
向を示す結果となった。すなわち、μＷ電力がＳｉＨ4
ガスを１００％分解するμＷ電力（０．６５Ｗ／ｃ
ｍ3）以下で、かつＲＦ電力がμＷ電力より大きいとき
初期光電変換効率は大幅に向上していることが分かっ
た。
【０５１２】＜比較例４６−１３＞ 実施例４６でｉ型層を形成する際、堆積室内の圧力を３
ｍＴｏｒｒから２００ｍＴｏｒｒまでいろいろ変え、他
の条件は実施例４６と同じにして、非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を幾つか作製した。ＡＭ１．５光を照射した
ときの太陽電池の初期光電変換効率を測定したところ、
圧力が５０ｍＴｏｒｒ以上では大幅に初期光電変換効率
が減少していることが分かった。
【０５１３】＜比較例４６−１４＞ 実施例４６でｉ型Ｓｉ層を形成する際、原料ガスである
ＳｉＨ4ガスの流量と導入するＲＦ電力をいろいろと変
え、ｉ型Ｓｉ層の堆積速度を変えた非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を幾つか作製した。ＳｉＨ4ガスの流量とＲ
Ｆ電力以外の条件は実施例４６と同じにした。
【０５１４】ＡＭ１．５の光を照射したときの太陽電池
の初期光電変換効率を測定したところ、堆積速度が２ｎ
ｍ／ｓｅｃ以上では大幅に初期光電変換効率が減少して
いることが分かった。
【０５１５】＜比較例４６−１５＞ 実施例４６でｉ型Ｓｉ層を形成する際、ｉ型Ｓｉ層の層
厚を変えた非単結晶炭化シリコン太陽電池を幾つか作製
した。ｉ型Ｓｉ層の層厚以外の条件は実施例４６と同じ
にした。ＡＭ１．５の光を照射したときの太陽電池の初
期光電変換効率を測定したところ、ｉ型Ｓｉ層の層厚が
３０ｎｍ以上では大幅に初期光電変換効率が減少してい
ることが分かった。
【０５１６】以上、＜比較例４６−１＞〜＜比較例４６
−１５＞に見られるように本発明の太陽電池（ＳＣ実４
６）が、従来の太陽電池（ＳＣ比４６−１）〜（ＳＣ比
４６−９）よりもさらに優れた特性を有することが判明
し、５０ｍＴｏｒｒ以下の圧力では、原料ガス流量、基
板温度などの作製条件に依存せずに優れた特性が得られ
ることが実証された。
【０５１７】《実施例４７》 実施例４６においてバンドギャップ（Ｅｇ）の極小値の
層厚方向に対する位置、極小値の大きさ、およびパタ−
ンを変えて太陽電池を幾つか作製し、その初期光電変換
効率および耐久特性を実施例４６と同様な方法で調べ
た。このときｉ型層のＳｉＨ4ガス流量とＣＨ4ガス流量
の変化パターン以外は実施例４６と同じにした。本実施
例では、ＳｉＨ4ガス流量とＣＨ4ガス流量の変化パター
ンを変えて、図１２に示すバンド図の太陽電池を作製し
た。
【０５１８】作製したこれらの太陽電池の初期光電変換
効率および耐久特性を調べた結果を表１８に示す。ここ
で個々の値は、（ＳＣ実４７−１）の値を基準として規
格化した。
【０５１９】これらの結果から分かるように、バンドギ
ャップの極小値の大きさ、変化パターンによらず、ｉ型
層のバンドギャップが層厚方向になめらかに変化し、バ
ンドギャップの極小値の位置がｉ型層の中央の位置より
ｐ／ｉ界面方向に片寄っている本発明の太陽電池のほう
が優れていることが分かった。
【０５２０】《実施例４８》 実施例４６においてｉ型層の価電子制御剤の濃度、およ
び種類を変えた太陽電池を幾つか作製し、その初期光電
変換効率および耐久特性を実施例４６と同様な方法で調
べた。このときｉ型層の価電子制御剤の濃度、および種
類を変えた以外は実施例４６と同じにした。
【０５２１】＜実施例４８−１＞ ｉ型層のアクセプターとなる価電子制御剤用のガス（Ｂ
2Ｈ6／Ｈ2ガス）流量を１／５倍にし、トータルのＨ2流
量は実施例４６と同じにして太陽電池（ＳＣ実４８−
１）を作製したところ、（ＳＣ実４６）と同様、従来の
太陽電池（ＳＣ比４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）より
もさらに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有す
ることが分かった。
【０５２２】＜実施例４８−２＞ ｉ型層のアクセプターとなる価電子制御剤用のガス（Ｂ
2Ｈ6／Ｈ2ガス）流量を５倍にし、トータルのＨ2流量は
実施例４６と同じにした太陽電池（ＳＣ実４８−２）を
作製したところ、（ＳＣ実４６）と同様、従来の太陽電
池（ＳＣ比４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）よりもさら
に良好な初期光電変換効率および耐久特性を有すること
が分かった。
【０５２３】＜実施例４８−３＞ ｉ型層のドナーとなる価電子制御剤用のガス（ＰＨ3／
Ｈ2ガス）流量を１／５倍にし、トータルのＨ2流量は実
施例４６と同じした太陽電池（ＳＣ実４８−３）を作製
したところ、（ＳＣ実４６）と同様、従来の太陽電池
（ＳＣ比４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）よりもさらに
良好な初期光電変換効率および耐久特性を有することが
分かった。
【０５２４】＜実施例４８−４＞ ｉ型層のドナーとなる価電子制御剤用のガス（ＰＨ3／
Ｈ2ガス）流量を５倍にし、トータルのＨ2流量は実施例
４６と同じにした太陽電池（ＳＣ実４８−４）を作製し
たところ、（ＳＣ実４６）と同様、従来の太陽電池（Ｓ
Ｃ比４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）よりもさらに良好
な初期光電変換効率および耐久特性を有することが分か
った。
【０５２５】＜実施例４８−５＞ ｉ型層のアクセプターとなる価電子制御剤用のガスとし
てＢ2Ｈ6／Ｈ2ガスの代わりに常温、常圧で液体のＴＭ
Ａを用いて太陽電池を作製した。この際、液体ボンベに
密封されたＴＭＡ（純度９９．９９％）を水素ガスでバ
ブリングしてガス化し、堆積室４０１内に導入する以外
は、実施例４６と同様な方法、および手順を用いて太陽
電池（ＳＣ実４８−５）を作製した。このとき、ＴＭＡ
／Ｈ2ガスの流量は１０ｓｃｃｍにした。作製した太陽
電池（ＳＣ実４８−５）は（ＳＣ実４６）と同様、従来
の太陽電池（ＳＣ比４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）よ
りもさらに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有
することが分かった。
【０５２６】＜実施例４８−６＞ ｉ型層のドナーとなる価電子制御剤用のガスとしてＰＨ
3／Ｈ2ガスの代わりに硫化水素（Ｈ2Ｓ）ガスを用いた
太陽電池を作製した。実施例４６のＮＨ3／Ｈ2ガスボン
ベの代わりに水素（Ｈ2）で１００ｐｐｍに希釈された
Ｈ2Ｓガス（純度９９．９９９％、以下「Ｈ2Ｓ／Ｈ2」
と略記する）ボンベに交換し、実施例４６と同様な方
法、および手順を用いて太陽電池（ＳＣ実４８−６）を
作製した。このとき、Ｈ2Ｓ／Ｈ2ガスの流量は１ｓｃｃ
ｍにし、他の条件は実施例４６と同じにした。作製した
太陽電池（ＳＣ実４８−６）は（ＳＣ実４６）と同様、
従来の太隠電池（ＳＣ比４６−１）〜（ＳＣ比４６−
９）よりもさらに良好な初期光電変換効率および耐久特
性を有することが分かった。
【０５２７】《実施例４９》 ｎ型層とｐ型層の積層順序を逆にした太陽電池を作製し
た。表１９にｐ型層、ｉ型Ｓｉ層、ｉ型層、ｎ型層の層
形成条件を記す。ｉ型層を形成する際、ＳｉＨ4ガスと
ＣＨ4ガス流量は図６のパターンのように変化させ、ｐ
／ｉ界面よりにバンドギャップの極小値がくるようにし
た。ｉ型Ｓｉ層は０．１ｎｍ／ｓｅｃの堆積速度で形成
し、ｎ型層は実施例４６と同様にして積層構造にし、Ｐ
Ｈ3／Ｈ2ガスを用いて形成した。半導体層以外の層、お
よび基板は実施例４６と同じ条件、同じ方法を用いて作
製した。作製した太陽電池（ＳＣ実４９）は（ＳＣ実４
６）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比４６−１）〜（Ｓ
Ｃ比４６−９）よりもさらに良好な初期光電変換効率お
よび耐久特性を有することが分かった。
【０５２８】《実施例５０》 ｐ／ｉ界面近傍にｉ型層のバンドギャップの最大値があ
り、その領域の厚さが２０ｎｍである非単結晶炭化シリ
コン太陽電池を作製した。ｉ型層の流量変化パターンを
図１３−１に示した流量パターンに変えた以外は実施例
４６と同じ条件、同じ方法を用いて作製した。次に、太
陽電池の組成分析を実施例４６と同様な方法で行い、図
７をもとにｉ型層の層厚方向のバンドギャップの変化を
調べたところ、図１３−２のような結果となった。
【０５２９】作製した太陽電池（ＳＣ実５０）は（ＳＣ
実４６）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比４６−１）〜
（ＳＣ比４６−９）よりもさらに良好な初期光電変換効
率および耐久特性を有することが分かった。
【０５３０】＜比較例５０＞ ｐ／ｉ界面側にバンドギャップの最大値があり、その領
域の厚さをいろいろと変えた非単結晶炭化シリコン太陽
電池をいくつか作製した。領域の厚さ以外は実施例５０
と同じ条件、同じ方法を用いて作製した。
【０５３１】作製した太陽電池の初期光電変換効率およ
び耐久特性を測定したところ、領域の厚さが１ｎｍ以上
３０ｎｍ以下では、実施例４６の太陽電池（ＳＣ実４
６）よりもさらに良好な初期光電変換効率および耐久特
性が得られた。
【０５３２】《実施例５１》 ｎ／ｉ界面近傍にｉ型層のバンドギャップの最大値があ
り、その領域の厚さが１５ｎｍである非単結晶炭化シリ
コン太陽電池を作製した。ｉ型層の流量変化パターンを
図１３−３の流量パターンにした以外は実施例４６と同
じ条件、同じ方法を用いて作製した。次に、太陽電池の
組成分析を実施例４６と同様な方法で行い、図７をもと
にｉ型層の層厚方向のバンドギャップの変化を調べたと
ころ、図１３−４と同様な結果となった。
【０５３３】作製した太陽電池（ＳＣ実５１）は（ＳＣ
実４６）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比４６−１）〜
（ＳＣ比４６−９）よりもさらに良好な初期光電変換効
率および耐久特性を有することが分かった。
【０５３４】＜比較例５１＞ ｎ／ｉ界面近傍にバンドギャップの最大値を有する領域
があり、その領城の厚さをいろいろと変えた非単結晶炭
化シリコン太陽電池をいくつか作製した。領域の厚さ以
外は実施例５１と同じ条件、同じ方法を用いて作製し
た。
【０５３５】作製した太陽電池の初期光電変換効率およ
び耐久特性を測定したところ、領域の厚さが１ｎｍ以
上、３０ｎｍ以下では実施例４６の太陽電池（ＳＣ実４
６）よりもさらに良好な初期光電変換効率および耐久特
性が得られた。
【０５３６】《実施例５２》 価電子制御剤がｉ型層内で分布している非単錯晶炭化シ
リコン太陽電池を作製した。ＰＨ3／Ｈ2ガスとＢ2Ｈ6／
Ｈ2ガスの流量の変化のパターンを図１９−１に示す流
量パターンに変えた以外は実施例４６と同じ条件、同じ
方法、同じ手順を用いた。
【０５３７】作製した太陽電池（ＳＣ実５２）は（ＳＣ
実４６）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比４６−１）〜
（ＳＣ比４６−９）よりもさらに良好な初期光電変換効
率および耐久特性を有することが分かった。
【０５３８】また、ｉ型層中に含有されるＰ原子とＢ原
子の層厚方向の変化を２次イオン質量分析装置（ＳＩＭ
Ｓ）を用いて調べたところ、図１９−２に示すように、
バンドギャップが最小の位置で、Ｐ原子とＢ原子の含有
量が最小となっていることが分かった。
【０５３９】《実施例５３》 ｉ型層に酸素原子が含有されている非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実施例４
６で流すガスの他に、Ｏ2／Ｈｅガスを１０ｓｃｃｍ、
堆積室４０１内に導入する以外は実施例４６と同じ条
件、同じ方法、同じ手順を用いた。作製した太陽電池
（ＳＣ実５３）は（ＳＣ実４６）と同様、従来の太陽電
池（ＳＣ比４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）よりもさら
に良好な初期光電変換効率および耐久特性を有すること
が分かった。また、ｉ型層中の酸素原子の含有量をＳＩ
ＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、２×１０19
（個／ｃｍ3）であることが分かった。
【０５４０】《実施例５４》 ｉ型層に窒素原子が含有されている非単結晶炭化シリコ
ン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実施例４
６で流すガスの他に、ＮＨ3／Ｈ2ガスを５ｓｃｃｍ、堆
積室４０１に導入する以外は実施例４６と同じ条件、同
じ方法、同じ手順を用いた。作製した太陽電池（ＳＣ実
５４）は（ＳＣ実４６）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ
比４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）よりもさらに良好な
初期光電変換効率および耐久特性を有することが分かっ
た。
【０５４１】また、ｉ型層中の窒素原子の含有量をＳＩ
ＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、３×１０17
（個／ｃｍ3）であることが分かった。
【０５４２】《実施例５５》 ｉ型層に酸素原子および窒素原子が含有されている非単
結晶炭化シリコン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成す
る際、実施例４６で流すガスの他に、Ｏ2／Ｈｅガスを
５ｓｃｃｍ、ＮＨ3／Ｈ2ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０
１内に導入する以外は実施例４６と同じ条件、同じ方
法、同じ手順を用いた。作製した太陽電池（ＳＣ実５
５）は（ＳＣ実４６）と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比
４６−１）〜（ＳＣ比４６−９）よりもさらに良好な初
期光電変換効率および耐久特性を有することが分かっ
た。また、ｉ型層中の酸素原子と窒素原子の含有量をＳ
ＩＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、それぞ
れ、１×１０19（個／ｃｍ3）、３×１０17（個／ｃ
ｍ3）であることが分かった。
【０５４３】《実施例５６》 ｉ型層の水素含有量がシリコン含有量に対応して変化し
ている非単結晶炭化シリコン太陽電池を作製した。Ｏ2
／ＨｅガスボンベをＳｉＦ4ガス（純度９９．９９９
％）ボンベに交換し、ｉ型層を形成する際、図１５−１
の流量パターンに従って、ＳｉＨ4ガス、ＣＨ4ガス、Ｓ
ｉＦ4ガスの流量を変化させた。
【０５４４】実施例４６と同様な方法によってこの太陽
電池（ＳＣ実５６）の層厚方向のバンドギャップの変化
を求めたところ、図１５−２に示す結果が得られた。
【０５４５】さらに２次イオン質量分析装置を用いて水
素原子とシリコン原子の含有量の層厚方向分析を行っ
た。その結果、図１５−３のように、水素原子の含有量
はシリコン原子の含有量に対応した層厚方向分布をなし
ていることが分かった。
【０５４６】この太陽電池（ＳＣ実５６）の初期光電変
換効率と耐久特性を求めたところ、実施例４６の太陽電
池と同様、従来の太陽電池（ＳＣ比４６−１）〜（ＳＣ
比４６−９）よりもさらに良好な初期光電変換効率及び
耐久特性を有することが分かった。
【０５４７】《実施例５７》 図４に示すマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた製造装
置により、図１の非単結晶炭化シリコン太陽電池の半導
体層を形成する際、シリコン原子含有ガス（ＳｉＨ4ガ
ス）と炭素原子含有ガス（ＣＨ4ガス）を堆積室から５
ｍの距離のところで混合させる以外は実施例４６と同じ
方法、同じ手順で非単結晶炭化シリコン太陽電池（ＳＣ
実５７）を作製した。作製した太陽電池（ＳＣ実５７）
は（ＳＣ実４６）よりもさらに良好な初期光電変換効率
および耐久特性を有することが分かった。
【０５４８】《実施例５８》 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図４の製
造装置を使用して、非単結晶炭化シリコン半導体層を有
する、図１６のタンデム型太陽電池を作製した。
【０５４９】まず、基板の作製を行った。実施例４６と
同様に５０×５０ｍｍ2のステンレス基板をアセトンと
イソプロパノールで超音波洗浄し、乾燥させた。スパッ
タリング法を用いて、ステンレス基板表面上に０．３μ
ｍのＡｇ（銀）の反射層を形成した。この際、基板温度
を３５０℃に設定し、基板表面を凹凸（テクスチャー
化）にした。その上に基板温度３５０℃で１．０μｍの
ＺｎＯ（酸化亜鉛）の反射増加層を形成した。
【０５５０】次に、実施例４６と同様な手順、同様な方
法で基板上に第１のｎ型層を形成し、さらに第１のｉ型
層、第１のｐ型層、第２のｎ型層、第２のｉ型層、ｉ型
Ｓｉ層、第２のｐ型層を順次形成した。第２のｉ型層を
形成する際、図５のような流量変化パターンに従ってＳ
ｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変化させ、またｉ型Ｓ
ｉ層の堆積速度は０．１５ｎｍ／ｓｅｃとし、第２のｐ
型層は、実施例４６と同様積層構造とした。
【０５５１】次に、実施例４６と同様に、第２のｐ型層
上に、透明電極として層厚８０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3
＋ＳｎＯ2）及び集電電極として層厚１０μｍのクロム
（Ｃｒ）を通常の真空蒸着法で蒸着した。
【０５５２】以上でマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用い
たタンデム型太陽電池の作製を終えた。この太陽電池を
（ＳＣ実５８）と呼ぶことし、各半導体層の作製条件を
表２０に記す。
【０５５３】＜比較例５８−１＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、図６の流量変化パ
ターンに従って、ＳｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変
化させる以外は実施例５８と同様な方法、同様な手順で
タンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ
比５８−１）と呼ぶことにする。
【０５５４】＜比較例５８−２＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、ＰＨ3／Ｈ2ガスを
流さない以外は実施例５８と同様な方法、同様な手順で
タンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ
比５８−２）と呼ぶことにする。
【０５５５】＜比較例５８−３＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガス
を流さない以外は実施例５８と同様な方法、同様な手順
でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を（Ｓ
Ｃ比５８−３）と呼ぶことにする。
【０５５６】＜比較例５８−４＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例５８と同様な方法、同様
な手順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池
を（ＳＣ比５８−４）と呼ぶことにする。
【０５５７】＜比較例５８−５＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、ＲＦ電力を０．１
５Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例５８と同様な方法、同
様な手順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電
池を（ＳＣ比５８−５）と呼ぶことにする。
【０５５８】＜比較例５８−６＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3、ＲＦ電力を０．５５Ｗ／ｃｍ3にする以外は
実施例５８と同様な方法、同様な手順でタンデム型太陽
電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比５８−６）と
呼ぶことにする。
【０５５９】＜比較例５８−７＞ 図１６の第２のｉ型層を形成する際、堆積室４０１の圧
力を０．１Ｔｏｒｒにする以外は実施例５８と同様な方
法、同様な手順でタンデム型太陽電池を作製した。この
太陽電池を（ＳＣ比５８−７）と呼ぶことにする。
【０５６０】＜比較例５８−８＞ 図１６のｉ型Ｓｉ層を形成する際、堆積速度を３ｎｍ／
ｓｅｃにする以外は実施例５８と同様な方法、同様な手
順でタンデム型太陽電池を作製した。この太陽電池を
（ＳＣ比５８−８）と呼ぶことにする。
【０５６１】＜比較例５８−９＞ 図１６のｉ型Ｓｉ層を形成する際、層厚を４０ｎｍにす
る以外は実施例５８と同様な方法、同様な手順でタンデ
ム型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比５８
−９）と呼ぶことにする。
【０５６２】作製したこれらのタンデム型太陽電池の初
期光電変換効率と耐久特性を実施例４６と同様な方法で
測定したところ、（ＳＣ実５８）は従来のタンデム型太
陽電池（ＳＣ比５８−１）〜（ＳＣ比５８−９）よりも
さらに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有する
ことが分かった。
【０５６３】《実施例５９》 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図４の製
造装置を使用して、非単結晶炭化シリコン半導体層を有
する、図１７のトリプル型太陽電池を作製した。
【０５６４】まず、基板の作製を行った。実施例４６と
同様に５０×５０ｍｍ2のステンレス基板をアセトンと
イソプロパノールで超音波洗浄し、乾燥させた。実施例
５８と同様にスパッタリング法を用い、ステンレス基板
表面上に、基板温度３５０℃で０．３μｍのＡｇ（銀）
の反射層を形成し、基板表面を凹凸（テクスチャー化）
にした。その上に基板温度３５０℃で１．０μｍのＺｎ
Ｏ（酸化亜鉛）の反射増加層を形成した。
【０５６５】まず、ＮＨ3／Ｈ2ガスボンベの代わりにＧ
ｅＨ4ガス（純度９９．９９９％）ボンベを接続し、実
施例４６と同様な方法、手順により成膜の準備を終え
た。
【０５６６】実施例４６と同様な手順、同様な方法で基
板上に第１のｎ型層を形成し、さらに第１のｉ型層（Ｇ
ｅＨ4／ＳｉＨ4比は、０→０．４→０．４→０と変化さ
せて形成した。）、第１のｐ型層、第２のｎ型層、第２
のｉ型層、第２のｐ型層、第３のｎ型層、第３のｉ型
層、ｉ型Ｓｉ層、第３のｐ型層を順次形成した。
【０５６７】第３のｉ型層を形成する際、図５のような
流量変化パターンに従ってＳｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス
流量を変化させた。ｉ型Ｓｉ層の堆積速度は０．１５ｎ
ｍ／ｓｅｃとし、第２のｐ型層、第３のｐ型層は実施例
４６と同様積層構造とした。
【０５６８】次に、実施例４６と同様に、第３のｐ型層
上に、透明電極として層厚８０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3
＋ＳｎＯ2）及び集電電極として層厚１０μｍのクロム
（Ｃｒ）を通常の真空蒸着法で蒸着した。
【０５６９】以上でマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用い
たトリプル型太陽電池の作製を終えた。この太陽電池を
（ＳＣ実５９）と呼ぶこととし、各半導体層の作製条件
を表２１にまとめた。
【０５７０】＜比較例５９−１＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、図６の流量変化パ
ターンに従って、ＳｉＨ4ガス流量、ＣＨ4ガス流量を変
化させる以外は実施例５９と同様な方法、同様な手順で
トリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ
比５９−１）と呼ぶことにする。
【０５７１】＜比較例５９−２＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、ＰＨ3／Ｈ2ガスを
流さない以外は実施例５９と同様な方法、同様な手順で
トリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ
比５９−２）と呼ぶことにする。
【０５７２】＜比較例５９−３＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガス
を流さない以外は実施例５９と同様な方法、同様な手順
でトリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池を（Ｓ
Ｃ比５９−３）と呼ぶことにする。
【０５７３】＜比較例５９−４＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例５９と同様な方法、同様
な手順でトリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池
を（ＳＣ比５９−４）と呼ぶことにする。
【０５７４】＜比較例５９−５＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、ＲＦ電力を０．１
５Ｗ／ｃｍ3にする以外は実施例５９と同様な方法、同
様な手順でトリプル型太陽電池を作製した。この太陽電
池を（ＳＣ比５９−５）と呼ぶことにする。
【０５７５】＜比較例５９−６＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、μＷ電力を０．５
Ｗ／ｃｍ3、ＲＦ電力を０．５５Ｗ／ｃｍ3にする以外は
実施例５９と同様な方法、同様な手順でトリプル型太陽
電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比５９−６）と
呼ぶことにする。
【０５７６】＜比較例５９−７＞ 図１７の第３のｉ型層を形成する際、堆積室４０１の圧
力を０．０８Ｔｏｒｒにする以外は実施例５９と同様な
方法、同様な手順でトリプル型太陽電池を作製した。こ
の太陽電池を（ＳＣ比５９−７）と呼ぶことにする。
【０５７７】＜比較例５９−８＞ 図１７のｉ型Ｓｉ層を形成する際、堆積速度を３ｎｍ／
ｓｅｃにする以外は実施例５９と同様な方法、同様な手
順でトリプル型太陽電池を作製した。この太陽電池を
（ＳＣ比５９−８）と呼ぶことにする。
【０５７８】＜比較例５９−９＞ 図１７のｉ型Ｓｉ層を形成する際、層厚を４０ｎｍにす
る以外は実施例５９と同様な方法、同様な手順でトリプ
ル型太陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ比５９
−９）と呼ぶことにする。
【０５７９】作製したこれらのトリプル型太陽電池の初
期光電変換効率と耐久特性を実施例４６と同様な方法で
測定したところ、（ＳＣ実５９）は従来のトリプル型太
陽電池（ＳＣ比５９−１）〜（ＳＣ比５９−９）よりも
さらに良好な初期光電変換効率および耐久特性を有する
ことが分かった。
【０５８０】《実施例６０》 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図４の製
造装置を使用して、図１７のトリプル型太陽電池を作製
し、モジュール化し、発電システムに応用した。
【０５８１】実施例５９と同じ条件、同じ方法電同じ手
順で５０×５０ｍｍ2のトリプル型太陽電池（ＳＣ実５
９）を６５個作製した。厚さ５．０ｍｍのアルミニウム
板上にＥＶＡ（エチレンビニルアセテート）からなる接
着材シートを乗せ、その上にナイロンシートを乗せ、さ
らにその上に作製した太陽電池を配列し、直列化および
並列化を行った。その上にＥＶＡの接着材シートを乗
せ、さらにその上にフッ素樹脂シートを乗せて、真空ラ
ミネートしてモジュール化した。
【０５８２】作製したモジュールの初期光電変換効率を
実施例４６と同様な方法で測定しておいた。作製したモ
ジュールを図１８の発電システムを示す回路に接続し、
負荷には夜間点灯する外灯を使用した。システム全体は
蓄電池、及びモジュールの電力によって稼働し、モジュ
ールは最も太陽光を集光できる角度に設置した。１年経
過後の光電変換効率を測定し、光劣化率（１年後の光電
変換効率／初期光電変換効率）を求めた。このモジュー
ルを（ＭＪ実６０）と呼ぶことにする。
【０５８３】＜比較例６０−１＞ 従来のトリプル型太陽電池（ＳＣ比５９−Ｘ）（Ｘ：１
〜９）を各々６５個作製し、実施例６０と同様にモジュ
ール化した。このモジュールを（ＭＪ比６０−Ｘ）と呼
ぶことにする。
【０５８４】実施例６０と同じ条件、同じ方法、同じ手
順で初期光電変換効率と１年経過後の光電変換効率を測
定し、光劣化率を求めた。その結果、（ＭＪ比６０−
Ｘ）の光劣化率は（ＭＪ実６０）に対して次のような結
果となった。
【０５８５】以上の結果より本発明の太陽電池モジュー
ルのほうが従来の太陽電池モジュールよりもさらに優れ
た光劣化特性を有していることが分かった。
【０５８６】以上のように、本発明の光起電力素子の効
果は、素子構成、素子材料、素子の作製条件に無関係に
発揮されることが実証された。
【０５８７】
【表１】
【０５８８】
【表２】
【０５８９】
【表３】
【０５９０】
【表４】
【０５９１】
【表５】
【０５９２】
【表６】
【０５９３】
【表７】
【０５９４】
【表８】
【０５９５】
【表９】
【０５９６】
【表１０】
【０５９７】
【表１１】
【０５９８】
【表１２】
【０５９９】
【表１３】
【０６００】
【表１４】
【０６０１】
【表１５】
【０６０２】
【表１６】
【０６０３】
【表１７】
【０６０４】
【表１８】
【０６０５】
【表１９】
【０６０６】
【表２０】
【０６０７】
【表２１】
【０６０８】
【発明の効果】以上説明したように本発明の光起電力素
子は、光励起キャリアーの再結合を防止し、開放電圧及
び正孔のキャリアーレンジを向上し、光電変換効率が向
上する。
【０６０９】また本発明の光起電力素子は照射光の弱い
場合に変換効率が向上する。そして本発明の光起電力素
子は、長期間振動下でアニーリングした場合に光電変換
効率が低下しにくいものである。
【０６１０】更に本発明の光起電力素子の製造方法によ
れば、上記効果を有する光起電力素子を収率良く形成で
きるものである。
【０６１１】また更に加えて、本発明の光起電力素子を
利用した発電システムは、照射光の弱い場合に於いても
優れた電気供給能力を示すものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の光起電力素子の層構成を示す概略断面
図。
【図２】本発明の光起電力素子における光導電層のバン
ド図。
【図３】本発明の光起電力素子における光導電層のバン
ド図。
【図４】本発明の光起電力素子の製造装置の一例を示す
概念図。
【図５】ｉ型層形成時のＳｉＨ4、ＣＨ4ガス流量パター
ンを示すグラフ。
【図６】ｉ型層形成時のＳｉＨ4、ＣＨ4ガス流量パター
ンを示すグラフ。
【図７】Ｓｉ原子、Ｃ原子の組成比とバンドギャップの
関係を示す相関図。
【図８】バンドギャップの層厚方向の変化を示す概念
図。
【図９】μＷ電力と堆積速度の関係を示すグラフ。
【図１０】初期光電変換効率のμＷ電力、ＲＦ電力依存
性を示すグラフ。
【図１１】初期光電変換効率の圧力依存性を示すグラ
フ。
【図１２】バンドギャップの層厚方向の変化を示す概念
図。
【図１３】流量パターンとバンドギャップの層厚方向変
化を示す図。
【図１４】μＷ電力の時間変化パターンを示すグラフ。
【図１５】水素原子を分布させた場合の（１）流量図、
（２）バンドギャップ及び（３）含有量を示すグラフ。
【図１６】タンデム型太陽電池の層構成を示す概略断面
図。
【図１７】トリプル型太陽電池の層構成を示す概略断面
図。
【図１８】本発明の発電システムを示すブロック図。
【図１９】（１）ＰＨ3／Ｈ2及びＢ2Ｈ6／Ｈ2ガスの流
量変化を示すグラフ。（２）ｉ型層中のＢ，Ｐ含有量の
層厚方向の分布を示すグラフ。
【図２０】ｐ型層の断面ＴＥＭ像を示す模式図。
【符号の説明】
１０１ 導電性基板 １０２ ｎ型層 １０３ マイクロ波プラズマ法により堆積されたｉ型層 １０４ ＲＦプラズマＣＶＤ法により堆積されたｉ型層
（ｉ型Ｓｉ層） １０５ ｐ型層 １０６ 透明電極 １０７ 集電電極 ２１１，２２１，３１１，３２１，３３１，３４１，３
５１，３６１，３７１マイクロ波プラズマＣＶＤ法によ
るｉ型層 ３１２，３２２，３３２，３４２，３４４，３５２，３
５４，３６２，３７２，３７４ バンドギャップが一定
なマイクロ波プラズマＣＶＤ法によるｉ型層 ２１２，２２２，３１３，３２３，３３３，３４３，３
５３，３６３，３７３ＲＦプラズマＣＶＤ法によるｉ型
層（ｉ型Ｓｉ層） ４００ 堆積装置 ４０１ 堆積室 ４０２ 真空計 ４０３ ＲＦ電源 ４０４ 基板 ４０５ 加熱ヒーター ４０７ コンダクタンスバルブ ４０８ 補助バルブ ４０９ リークバルブ ４１０ ＲＦ電極 ４１１ ガス導入管 ４１２ 導波口 ４１３ 誘電体窓 ２０００ 原料ガス供給装置 ２００１〜２００７、２０２１〜２０２７ バルブ ２０１１〜２０１７ マスフローコントローラー ２０３１〜２０３７ 圧力調整器 ２０４１〜２０４８ 原料ガスボンベ
フロントページの続き (72)発明者 松山 深照 東京都大田区下丸子３丁目30番２号キヤ ノン株式会社内 (72)発明者 松田 高一 東京都大田区下丸子３丁目30番２号キヤ ノン株式会社内 (72)発明者 幸田 勇蔵 東京都大田区下丸子３丁目30番２号キヤ ノン株式会社内 (56)参考文献 特開 昭59−67625（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−41269（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−71182（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−208376（ＪＰ，Ａ) 米国特許5256576（ＵＳ，Ａ) 米国特許5204272（ＵＳ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) H01L 31/04

Claims (16)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 アモルファス又は微結晶を有するｐｉｎ
    型光起電力素子において、ｉ型層が、ｎ型層の側に位置
    しマイクロ波及び１乃至１００ＭＨｚの高周波の存在下
    でＣＶＤ法により堆積された第１のｉ型層と、ｐ型層の
    側に位置し、１乃至１００ＭＨｚの高周波の存在下でＣ
    ＶＤ法により堆積された第２のｉ型層とを有するｉ型積
    層構造であって、前記第１のｉ型層は、シリコン原子及
    び炭素原子を含有し、該層でのバンドギャップの極小値
    は、中央より前記ｐ型層方向に位置し、前記第２のｉ型
    層は、アモルファスシリコン又は微結晶シリコンを有
    し、３０ｎｍ以下の膜厚に設定されており、 前記マイクロ波エネルギーは、原料ガスを１００％分解
    するマイクロ波エネルギーよりも低く設定され、前記１
    乃至１００ＭＨｚの高周波エネルギーは、前記マイクロ
    波エネルギーより高く設定されていることを特徴とする
    光起電力素子。
  2. 【請求項２】 前記第１のｉ型層は、隣接する層との界
    面にバンドギャップ最大の領域を有し、該領域の厚さは
    １乃至３０ｎｍであることを特徴とする請求項１記載の
    光起電力素子。
  3. 【請求項３】 前記ｉ層がＩＩＩ族元素及びＶ族元素を
    同時に含有していることを特徴とする請求項１記載の光
    起電力素子。
  4. 【請求項４】 前記ｉ層が酸素及び／又は窒素を含有す
    ることを特徴とする請求項１記載の光起電力素子。
  5. 【請求項５】 前記ｐ型層がＩＩＩ族元素を主構成元素
    とするＡ層と、ＩＩＩ族元素を含みシリコン原子を主構
    成元素とするＢ層との積層構造であることを特徴とする
    請求項１記載の光起電力素子。
  6. 【請求項６】 前記ｎ型層がＶ族元素を主構成元素とす
    るＡ層と、Ｖ族元素を含みシリコン原子を主構成元素と
    するＢ層との積層構造であることを特徴とする請求項１
    記載の光起電力素子。
  7. 【請求項７】 ｐｉｎ型光起電力素子、負荷、並びに該
    光起電力素子からの電力を該負荷に供給させる手段を有
    する発電装置に於いて、ｉ型層が、ｎ型層の側に位置し
    マイクロ波及び１乃至１００ＭＨｚの高周波の存在下で
    ＣＶＤ法により堆積された第１のｉ型層と、ｐ型層の側
    に位置し、１乃至１００ＭＨｚの高周波の存在下でＣＶ
    Ｄ法により堆積された第２のｉ型層とを有するｉ型積層
    構造であって、前記第１のｉ型層は、シリコン原子及び
    炭素原子を含有し、該層でのバンドギャップの極小値
    は、中央より前記ｐ型層方向に位置し、前記第２のｉ型
    層は、アモルファスシリコン又は微結晶シリコンを有
    し、３０ｎｍ以下の膜厚に設定されており、 前記マイクロ波エネルギーは、原料ガスを１００％分解
    するマイクロ波エネルギーよりも低く設定され、前記１
    乃至１００ＭＨｚの高周波エネルギーは、前記マイクロ
    波エネルギーより高く設定されていることを特徴とする
    発電装置。
  8. 【請求項８】 前記第１のｉ型層は、隣接する層との界
    面にバンドギャップ最大の領域を有し、該領域の厚さは
    １乃至３０ｎｍであることを特徴とする請求項７記載の
    発電装置。
  9. 【請求項９】 前記ｉ層がＩＩＩ族元素及びＶ族元素を
    同時に含有していることを特徴とする請求項７記載の発
    電装置。
  10. 【請求項１０】 前記ｉ層が酸素及び／又は窒素を含有
    することを特徴とする請求項７記載の発電装置。
  11. 【請求項１１】 前記ｐ型層がＩＩＩ族元素を主構成元
    素とするＡ層と、ＩＩＩ族元素を含みシリコン原子を主
    構成元素とするＢ層との積層構造であることを特徴とす
    る請求項７記載の発電装置。
  12. 【請求項１２】 前記ｎ型層がＶ族元素を主構成元素と
    するＡ層と、Ｖ族元素を含みシリコン原子を主構成元素
    とするＢ層との積層構造であることを特徴とする請求項
    ７記載の発電装置。
  13. 【請求項１３】 シリコン原子及び炭素原子を含有する
    第１のガスに、プラズマを形成するためのマイクロ波エ
    ネルギー及び１乃至１００ＭＨｚの高周波エネルギーを
    同時に印加し、これによってシリコン原子及び炭素原子
    を含有した第１のｉ型半導体を堆積する第１の工程、並
    びにシリコン原子を含有する第２のガスに、プラズマを
    形成するための１乃至１００ＭＨｚの高周波エネルギー
    を印加し、これによって第２ｉ型半導体を堆積する第２
    の工程を有する光起電力素子の製造方法であって、 前記第１の工程におけるマイクロ波エネルギーは、前記
    第１のガスを１００％分解するマイクロ波エネルギーよ
    りも低く設定され、前記第１の工程における１乃至１０
    ０ＭＨｚの高周波エネルギーは、前記マイクロ波エネル
    ギーより高く設定されていることを特徴とする光起電力
    素子の製造方法。
  14. 【請求項１４】 前記第１の非単結晶ｉ型半導体の堆積
    時の圧力が５０ｍＴｏｒｒ以下であることを特徴とする
    請求項１３記載の光起電力素子の製造方法。
  15. 【請求項１５】 前記第２の非単結晶ｉ型半導体の堆積
    速度が２ｎｍ／ｓｅｃ以下であることを特徴とする請求
    項１３記載の光起電力素子の製造方法。
  16. 【請求項１６】 前記第２の非単結晶ｉ型半導体の膜厚
    が３０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１３記載
    の光起電力素子の製造方法。
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