JP3250573B2 - 光起電力素子及びその製造方法、並びに発電システム - Google Patents

光起電力素子及びその製造方法、並びに発電システム

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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構造と、微結晶シリコンまたは多
結晶シリコンまたは単結晶シリコンのｐｎ構造との積層
からなる光起電力素子及びその製造方法に係わる。ま
た、該光起電力素子を利用し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が変化しているｐｉｎ型
の光起電力素子に関するものである。更に該光起電力素
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。
【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
コン原子とゲルマニウム原子または炭素原子を含有し、
バンドギャップが変化している光起電力素子については
いろいろ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.Lottlefield,A.Mastrovit
o and G.Storti,Conf.Rec.19th IEEE Photovoltaic Spe
cialists Confence-1987 pp.878. （２） "Efficiency improvement in amorphous-SiGe:
H solar cells and itsapplication to tandem type so
lar cells", S.Yoshida,S.Yamanaka,M.Konagaiand K.Ta
kahashi,Conf.Rec.19th IEEE Photovoltaic Specialist
s 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.19thIEEE P
hotovoltaic Specialists Conference-1987 pp.1111. （４） "Preparation of high quality a-SiGe:H film
s and application to the high efficiency triple-ju
nction amorphous solar cells", K.Sato,K.Kawabata,
S.Terazono,H.Sasaki,M.Deguchi,T.Itagaki,H.Morikaw
a,M.Aiga and K.Fujikawa,Conf.Rec.20th IEEE Photovo
ltaic Specialists Conference-1988 pp.73, （５） USP 4,816,082． 等が報告されている。
【０００３】バンドギャップが変化している光起電力素
子特性の理論的研究は、例えば （６） "A novel design for amorphous silicon allo
y solar cells", S.Guha,J.Yang,A.Pawlikiewicz,T.Gla
tfelter,R.Ross,and S.R.Ovshinsky,Conf.Rec.20th IEE
E Photovoltaic Specialists Conference-1988 pp.79, （７) "Numerical modeling of multijunction,amorp
hous silicon based P-I-N solar cells", A.H.Pawliki
ewicz and S.Guha,Conf.Rec.20th IEEE Photovoltaic S
pecialists 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、ｉ／ｎ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、及ぶ正孔のキャ
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】また多結晶シリコン基板上に形成されたｐ
ｎ接合と、非晶質シリコンから構成されたｐｉｎ接合を
積層した光起電力素子が報告されている。例えば、 （８） "Amorphous Si/Polycrystalline Si Stacked S
olar Cell Having MoreThan 12% Conversion efficienc
y", Koji.Okuda,Hiroaki.Okamoto and Yoshihiro.Hamak
awa,Japanese Journal of Physics Vol.22 No.9 Sep. 1
983 pp.L605. （９） "Device Physics and Optimum Design of a-Si
/poly Si Tandem SolarCells", H.Takakura,K.Miyagi,
H.Okamoto,Y.Hamakawa,Proceedings of 4th Internatin
al Photovoltaic Science and Engineering Conference
1989 pp.403.等がある。
【０００６】またドーピング層に周期律表第ＩＩＩ族元
素を主構成元素とする層と、シリコンと炭素を主構成元
素とする層を積層した光起電力素子が報告されている。
例えば、 （１０） "Characterization of δ-Doped a-SiC p-La
yer Prepared by Trimethylboron and Triethylboron a
nd its Appiication to Solar Cells",K.Higuchi,K.Tab
uchi,S.Yamanaka,M.Konagai and K.Takahashi,Proceedi
ngs of 5th Internatinal Photovoltaic Science and E
ngineering Conference 1990 pp-529. （１１） "High Efficiency Amorphous Siiicon Solar
Cells with "Delta-Doped" P-Layer",Y.Kazama,K.Sek
i,W.Y.Kim,S.Yamanaka,M.Konagai and K.Takahashi,Jap
anese Journal of Applied Physics, Vol.28 No.7 July
l989 pp.1160-1164. （１２） "High Efficiency Delta-Doped Amorphous S
ilicon Solar Cells Prepared by Photochemical Vapor
Deposition",K.Higuchi,K.Tabuchi,K.S.Lim,M.Konagai
and K.Takahashi,Japanese Journal of Applied Physi
cs Vol.30 No.8 August 1991 pp.1635-1640. （１３） "High Efficiency Amorphous Silicon Solar
Cells with "Delta-Doped"P-Layer", A.Shibata,Y.Kaz
ama,K.seki,W.Y.Kim,S.Yamanaka,M.Konagai andK .Taka
hashi,Conf.Rec.20th IEEE Photovoltaic .Specialists
Conference-1988 pp.317,などがある。
【０００７】従来のシリコン原子とゲルマニウム原子を
含有しバンドギャップが変化している光起電力素子は、
光励起キャリアーの再結合、開放電圧、及び正孔のキャ
リアーレンジについて更なる向上が望まれている。
【０００８】更に従来のシリコン原子とゲルマニウム原
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
においても、９００ｎｍ以上の長波長感度が悪く、更な
る向上が望まれている。
【０００９】また従来のシリコン原子とゲルマニウム原
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、光起電力素子に光を照射した場合、変換効率が低下
するという問題点があった。
【００１０】更に従来のシリコン原子とゲルマニウム原
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。
【００１１】更に従来のｐｉｎ／ｐｎ積層型の光起電力
素子では、開放電圧が小さいという問題点があった。
【００１２】また従来のｐｉｎ／ｐｎ積層型の光起電力
素子では、光起電力素子に光を照射した場合、変換効率
が低下するという問題点があった。
【００１３】更に従来のｐｉｎ／ｐｎ積層型の光起電力
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。
【００１４】ドーピング層が積層構造となっている従来
の光起電力素子は積層構造中に歪があり、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。
【００１５】またドーピング層が積層構造となっている
従来の光起電力素子では、光起電力素子に光を照射した
場合、変換効率が低下するという問題点があった。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】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ことを目的とし
ている。即ち、本発明は、光励起キャリアー再結合を防
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ことを目的としている。また、
本発明は、光起電力素子に光を照射した場合に変換効率
が低下しにくい光起電力素子を提供することを目的とし
ている。
【００１７】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
を提供することを目的としている。
【００１８】更に本発明は、短波長感度、長波長感度を
向上させ、短絡電流の向上させた光起電力素子を提供す
ることを目的としている。
【００１９】また、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ことを目的としている。
【００２０】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発電システムを提供するこ
とを目的としている。
【００２１】
【課題を解決するための手段】上記問題点を解決し、本
発明の目的を達成するために、本発明者らが鋭意検討し
た結果、見いだされた本発明の光起電力素子は、多結晶
シリコンまたは単結晶シリコンからなるｎ型基板上に、
微結晶シリコンまたは多結晶シリコンまたは単結晶シリ
コンからなる第１のｐ型層、非単結晶半導体材料からな
るｎ型層、非単結晶シリコン系材料からなるＳｉ層、非
単結晶半導体材料からなるｉ型層、及び非単結晶半導体
材料からなる第２のｐ型層が順次積層された光起電力素
子、あるいは多結晶シリコンまたは単結晶シリコンから
なるｐ型基板上に、微結晶シリコンまたは多結晶シリコ
ンまたは単結晶シリコンからなる第１のｎ型層、非単結
晶半導体材料からなるｐ型層、非単結晶半導体材料から
なるｉ型層、非単結晶シリコン系材料からなるＳｉ層、
及び非単結晶半導体材料からなる第２のｎ型層が順次積
層された光起電力素子において、前記ｉ型層はシリコン
原子とゲルマニウム原子を含有し、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の
位置が層厚の中央の位置より前記第２のｐ型層またはｐ
型層の方向に片寄っており、かつ、前記ｉ型層は、炭素
原子または／及び酸素原子または／及び窒素原子を含有
するとともに、水素原子または／及びハロゲン原子を、
シリコン原子の多いところでは多く、シリコン原子が少
ないところでは少なく含有ことを特徴とする。
【００２２】本発明の光起電力素子の望ましい形態は、
前記第２のｐ型層または第２のｎ型層、ｎ型層またはｐ
型層、及び第１のｐ型層または第１のｎ型層の内少なく
とも一つの層は、シリコン原子を主構成元素とし価電子
制御剤として周期律第ＩＩＩ族元素または第Ｖ族元素ま
たは第ＶＩ元素を含有する層（Ａ層）と、周期律第ＩＩ
Ｉ族元素または第Ｖ族元素または第ＶＩ元素を主構成元
素とする層（Ｂ層）と、の積層構造にした光起電力素子
である。
【００２３】さらに前記Ａ層は、炭素、酸素及び窒素の
内少なくとも１つを含有することがより望ましい。
【００２４】また、本発明の光起電力素子の望ましい形
態は、前記ｉ型層が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共に含有する光起電力素子
である。前記アクセプターとなる価電子制御剤は周期律
表第ＩＩＩ族元素であり、前記ドナーとなる価電子制御
剤は周期律表第Ｖ族元素または／及び第ＶＩ族元素であ
ることが好ましく、さらに前記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が前記ｉ型層内で
分布していることがより好ましい。
【００２５】また、本発明の望ましい形態は、前記ｉ型
層の２つの界面の内少なくとも一方に、バンドギャップ
の最大値があって、該バンドギャップ最大値の領域が１
〜３０ｎｍである光起電力素子である。
【００２６】本発明の光起電力素子は、前記ｉ型層が炭
素原子または／及び酸素原子または／及び窒素原子を含
有する。
【００２７】更に加えて、本発明の光起電力素子の望ま
しい形態は、前記ｉ型層に含有される水素の含有量はシ
リコン原子の含有量に対応して変化している光起電力素
子である。
【００２８】また、本発明の光起電力素子の望ましい形
態は、前記Ｓｉ層が周期律表第Ｖ族元素及び／または第
Ｖ族元素を含有するか、あるいは、周期律表第ＩＩＩ族
元素と、周期律表第Ｖ族元素及び／または第ＶＩ族元素
とを共に含有する光起電力素子である。
【００２９】また、本発明の光起電力素子の望ましい形
態としては、前記ｉ型層と第２のｐ型層またはｐ型層と
の間に非単結晶シリコン系材料からなる第２のＳｉ層を
有する光起電力素子である。
【００３０】本発明の光起電力素子の製造方法は、多結
晶シリコンまたは単結晶シリコンからなるｎ型基板上
に、微結晶シリコンまたは多結晶シリコンまたは単結晶
シリコンからなる第１のｐ型層、非単結晶半導体材料か
らなるｎ型層、非単結晶シリコン系材料からなるＳｉ
層、非単結晶半導体材料からなるｉ型層、及び非単結晶
半導体材料からなる第２のｐ型層が順次積層された光起
電力素子、あるいは多結晶シリコンまたは単結晶シリコ
ンからなるｐ型基板上に、微結晶シリコンまたは多結晶
シリコンまたは単結晶シリコンからなる第１のｎ型層、
非単結晶半導体材料からなるｐ型層、非単結晶半導体材
料からなるｉ型層、非単結晶シリコン系材料からなるＳ
ｉ層、及び非単結晶半導体材料からなる第２のｎ型層が
順次積層された光起電力素子の製造方法において、前記
ｉ型層はシリコン原子とゲルマニウム原子を含有すると
ともに炭素原子または／及び酸素原子または／及び窒素
原子を含有し、さらに、水素原子または／及びハロゲン
原子を、シリコン原子の多いところでは多く、シリコン
原子が少ないところでは少なく含有し、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
値の位置が層厚の中央の位置より前記第２のｐ型層また
はｐ型層の方向に片寄るように、内圧５０ｍＴｏｒｒ以
下の真空度で、堆積膜堆積用の原料ガスを１００％分解
するのに必要なマイクロ波エネルギーよりも低いマイク
ロ波エネルギーと該マイクロ波エネルギーよりも高いＲ
Ｆエネルギーとを同時に該原料ガスに作用させて形成す
ることを特徴とする。
【００３１】本発明の光起電力素子の製造方法の望まし
い形態は、前記Ｓｉ層がＲＦプラズマＣＶＤ法によって
形成され、堆積速度が２ｎｍ／ｓｅｃ以下で、層厚が３
０ｎｍ以下で形成される製造方法である。
【００３２】本発明の光起電力素子の望ましい形態は、
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蓄電池及び／または外部負荷へ
の前記光起電力素子からの電力の供給を制御するシステ
ムと、前記光起電力素子からの電力の蓄積及び／または
外部負荷への電力の供給を行う蓄電池と、から構成され
ていることを特徴とする。
【００３３】以下、図面を参照しながら本発明を詳細に
説明する。
【００３４】図１（ａ）、および図１（ｂ）は本発明の
光起電力素子の模式的説明図である。
【００３５】図１（ａ）において、本発明の光起電力素
子は裏面電極１０１、ｎ型シリコン基板１０２、第１の
ｐ型層１０３、ｎ型層１０４、Ｓｉ層１０５、ｉ型層１
０６、第２のｐ型層１０７、透明電極１０８、及び集電
電極１０９等から構成されている。また、ｎ型シリコン
基板と第１のｐ型層の界面を「ｐ／基板界面」、第１の
ｐ型層とｎ型層の界面を「ｎ／ｐ界面」、ｎ型層とＳｉ
層の界面を「Ｓｉ／ｎ界面」、Ｓｉ層とｉ型層の界面を
「ｉ／Ｓｉ界面」、ｉ型層と第２のｐ型層の界面を「ｐ
／ｉ界面」と呼ぶことにする。
【００３６】同時に、図１（ｂ）において、本発明の光
起電力素子は裏面電極１２１、ｐ型シリコン基板１２
２、第１のｎ型層１２３、ｐ型層１２４、ｉ型層１２
５、Ｓｉ層１２６、第２のｎ型層１２７、透明電極１２
８、及び集電電極１２９等から構成されている。また、
ｐ型シリコン基板と第１のｎ型層の界面を「ｎ／基板界
面」、第１のｎ型層とｐ型層の界面を「ｐ／ｎ界面」、
ｐ型層とｉ型層の界面を「ｉ／ｐ界面」、ｉ型層とＳｉ
層の界面を「Ｓｉ／ｉ界面」、Ｓｉ層と第２のｎ型層の
界面を「ｎ／Ｓｉ界面」と呼ぶことにする。
【００３７】図２１は図１（ａ）の光起電力素子におい
てｉ型層とｐ型層の間に第２のＳｉ層を有するものであ
る。
【００３８】本発明においてはｉ型層のバンドギャップ
極小値の位置が第２のｐ型層（ｐ型層）側に片寄ってい
るために、ｉ型層のｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ界面）近傍で伝
導帯の電界が大きく、従って電子と正孔の分離が効率よ
く行われ、電子と正孔の再結合を減少させることができ
る。さらには伝導電子が第２のｐ型層（ｐ型層）に逆拡
散することを制御している。またｉ型層において、ｉ／
Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）に向かって価電子帯の電界が
大きくなっていることによって、ｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／
ｉ界面）近傍で光励起された電子と正孔の再結合を減少
させることができ、光電変換効率を向上させ、さらには
長時間、光起電力素子に光を照射することによる光電変
換効率の低下（光劣化）を抑制することができる。
【００３９】更に、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をともに添加する
ことによって電子と正孔のキャリアーレンジを長くする
ことができる。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ことによって電子
と正孔のキャリアーレンジを効果的に長くすることがで
きる。その結果、前記ｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）近
傍の高電界及びｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ）界面近傍の高電界
を更に有効に利用することができて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ことがで
きる。またｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）近傍及びｐ／
ｉ界面（ｉ／ｐ界面）近傍において欠陥準位（いわゆる
Ｄ- 、Ｄ+ ）が価電子制御剤で補償されることによって
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。
【００４０】加えて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ともに含有さ
せること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、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。
【００４１】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ことができ
る。その結果光起電力素子への照射光強度が弱い場合に
おいても優れた光電変換効率を示すものである。
【００４２】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、バンドギャップを連続的に変えるために構成
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る。即ち光起電力素子内
部に弱い結合が多く存在することになる。そして振動に
よってｉ型層中の弱い結合が切れて未結合手が形成され
る。しかし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共に添加することで、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ことが
できるものと考えられる。
【００４３】またＳｉ層において、欠陥準位（いわゆる
Ｄ- 、Ｄ+ ）がＳｉ層に添加された価電子制御剤で補償
されることによって、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、ｉ／
Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）近傍、あるいは、Ｓｉ／ｎ界
面（ｎ／Ｓｉ界面）近傍のＳｉ層においては、価電子制
御剤をＳｉ層の中心領域よりも多く含有させることによ
って、該界面近傍特有の構成元素が急激に変化している
こと、あるいはプラズマを停止したことによる内部応力
を減少させることができ、界面近傍の欠陥準位を減少さ
せることができる。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ことができ
る。
【００４４】また更に微結晶または多結晶または単結晶
シリコン半導体層からなるｐｎ構造の上に、非単結晶シ
リコン系半導体材料からなるｐｉｎ構造とを積層するこ
とによって、短波長光、長波長光に対する感度が向上
し、短絡電流が向上し、さらに開放電圧が向上するもの
である。
【００４５】更にｐｎ接合上に形成される非単結晶材料
からなるｎ（ｐ）型層は、下地の層が微結晶シリコンま
たは多結晶シリコンまはた単結晶シリコン半導体材料か
ら構成されているために、容易に微結晶化できるため、
開放電圧を向上させることができる。
【００４６】また、上記微結晶化されたｎ（ｐ）型層の
上に、Ｓｉ層（またはｉ型層）を積層することによって
Ｓｉ層（またはｉ型層）のパッキング・デンシティーが
上がり、特に光を長時間照射したときの光電変換効率の
低下（光劣化）を減少させることができ、さらに長時間
の振動によるアニーリングにおいても光電変換効率の低
下を抑制することができる。
【００４７】更に基板上に前記ｐ（ｎ）型層を形成する
前に、基板を３００℃〜９００℃で水素アニール処理、
または、水素プラズマ処理することによって結晶粒界の
欠陥に水素原子が結合して欠陥を補償することや、結晶
粒界近傍の原子の緩和が進み欠陥単位を減少させること
ができ、光起電力素子の光電変換効率が向上するもので
ある。加えて該ｐｎ積層構造の金属電極の接触面及びｐ
ｉｎ構造の接触面は、縮退した半導体層を設けることに
よってより多くの電流と起電力を得ることができるもの
である。
【００４８】更にｐｎ構造を形成した後に、基板温度１
５０℃〜４００℃でｐｉｎ構造を形成する際、活性な水
素原子が形成され、これがｐｎ構造のバルク及び結晶粒
界の欠陥に作用し、水素原子が結合して欠陥を補償する
ことや、結晶粒界近傍の原子の緩和が進み欠陥準位を減
少させることができ、光起電力素子の光電変換効率が向
上するものである。このことはｉ型層の本発明のマイク
ロ波ＣＶＤ法で形成した場合に特に顕著に現れるもので
ある。
【００４９】本発明の光起電力素子において、Ｓｉ層
は、ＲＦプラズマＣＶＤ法を用いて、堆積速度２ｎｍ／
ｓｅｃ以下で形成され、層厚が３０ｎｍ以下が好まし
い。これにより、さら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。
【００５０】ＲＦプラズマＣＶＤ法で堆積したＳｉ層
は、堆積速度が２ｎｍ／ｓｅｃ以下で、気相反応が起こ
りにくい低パワーで堆積するのが好ましい。その結果、
堆積膜のパッキング・デンシティーが高く、ｉ／Ｓｉ界
面（Ｓｉ／ｉ界面）での界面準位が少なくなり、このた
めに、光起電力素子の開放電圧、フィルファクターを向
上できる。このことはｉ型層を本発明のマイクロ波プラ
ズマＣＶＤ法によって堆積した場合に特に顕著に現れる
ものである。
【００５１】図１（ａ）の層構成の光起電力素子におい
て、堆積開始直後のｉ型層のｉ／Ｓｉ界面近傍は、下地
がＲＦプラズマＣＶＤ法に形成された上記の堆積速度の
遅い堆積膜であるため、下地の影響を受けて、ｉ型層の
界面準位を減少させることができ、光起電力素子の開放
電圧、フィルファクターを向上できる。このことはｉ型
層を本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法で形成した場
合に特に顕著に現れるものである。
【００５２】図１（ｂ）の層構成の光起電力素子におい
て、堆積終了直後の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と考えら
れる。このような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
ｉ型層の表面準位をＲＦプラズマＣＶＤ法による堆積膜
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、光起電力素子の開放
電圧、フィルファクターを向上できる。このことはｉ型
層をマイクロ波プラズマＣＶＤ法で形成した場合に顕著
に現れる。
【００５３】本発明の光起電力素子の望ましい形態は、
図２１のようにｉ型層をＳｉ層で挟んだ光起電力素子で
ある。
【００５４】また、Ｓｉ層にドナーとなる価電子制御剤
（周期律表第Ｖ族元素及び／またはＶＩ族元素）を含有
させることによって、ｎ型層（第２のｎ型層）とｉ型層
との間の構成元素が急激に変化することによる歪等の内
部応力を減少させることができるために、ｉ／Ｓｉ界面
（Ｓｉ／ｉ界面）、あるいはＳｉ／ｎ界面（ｎ／Ｓｉ界
面）近傍におけるＳｉ層の欠陥準位を減少させることが
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ことができる。
【００５５】加えて、Ｓｉ層にアクセプターとなる価電
子制御剤（周期律表第ＩＩＩ元素）とドナーとなる価電
子制御剤（周期律表第Ｖ元素及び／またはＶＩ族元素）
をともに含有させること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末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、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末結合手が生成したとしても、
それらが生活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。
【００５６】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ことができ
る。その結果光起電力素子への照射光強度が弱い場合に
おいても優れた光電変換効率を示すものである。
【００５７】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、構成元素比が非常に異なるｉ／Ｓｉ界面（Ｓ
ｉ／ｉ界面）近傍において、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とをともに添加するこ
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
低下を抑制することができるものと考えられる。
【００５８】図２（ａ）、図２（ｂ）は本発明の光起電
力素子のｉ型層およびＳｉ層のバンドギャップの変化を
示したものであり、バンドギャップの１／２（Ｅｇ／
２）を基準にしたものである。図２（ａ）はＲＦプラズ
マＣＶＤ法によって形成したＳｉ層２１２を有し、ｉ型
層２１１のバンドギャップの極小値の位置が中央の位置
よりｐ／ｉ界面（ｉ／Ｐ界面）の近くにあり、かつバン
ドギャップの最大の位置がｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界
面）とｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ界面）に接してあるように構
成されているものである。図２（ｂ）においては図２
（ａ）と同じように、ＲＦプラズマＣＶＤ法によって形
成されたＳｉ層２２２を有し、ｉ型層２２１のバンドギ
ャップの極小の位置は中央の位置よりｐ／ｉ界面（ｉ／
ｐ界面）の近くにあり、バンドギャップの最大値はｐ／
ｉ界面（ｉ／ｐ界面）に接してあるように構成されたも
のである。図２（ｂ）のようなバンドギャップ構成にす
ることによって、特に開放電圧を上げることができるも
のである。
【００５９】図３から図５まではｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／
ｉ界面）近傍、及び／またはｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ界面）
近傍のｉ型層内にバンドギャップが一定の領域がある光
起電力素子のバンドギャップの変化の模式的説明図であ
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、バンド図の左側がｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ
／ｉ界面）、及び右側がｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ界面）であ
る。
【００６０】図３（ａ）は３１３がＳｉ層であり、ｐ／
ｉ界面（ｉ／ｐ界面）近傍のｉ型層中にバンドギャップ
の一定な領域３１２があり、さらにバンドギャップがｉ
／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）側からｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ
界面）に向かって減少している領域３１１を有する例で
ある。そしてバンドギャップの極小値が領域３１２と領
域３１１の界面にあるものである。また領域３１１と領
域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
定な領域を設けることによっ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
極力抑えることができるものである。その結果光起電力
素子の開放電圧が増加するものである。またバンドギャ
ップが一定の領域３１２の層厚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領域の層厚が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
ことができず、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。一方バンドギャップが一定の領域３
１２の層厚が、３０ｎｍより厚い場合では、バンドギャ
ップ一定の領域３１２とバンドギャップが変化している
領域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。
【００６１】図３（ｂ）はｉ型層のｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ
界面）近傍のｉ型層のバンドギャップ一定の領域３２２
を設け、またバンドギャップが変化している領域３２１
のｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）でのバンドギャップが
領域３２２のバンドギャップと等しくなっている例であ
る。
【００６２】図３（ｃ）はｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ界面）近
傍、及びｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）近傍のｉ型層に
バンドギャップ一定の領域３３２、３３３設けたもので
ある。これにより、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
電圧が大きくなるものである。
【００６３】図４から図５まではｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／
ｉ界面）近傍、または／及びｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ界面）
近傍のｉ型層のバンドギャップ一定の領域を有し、且つ
ｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）及び／またはｐ／ｉ界面
（ｉ／ｐ界面）方向にバンドギャップが急激に変化して
いる領域を有する本発明の光起電力素子の例である。
【００６４】図４（ａ）はｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ界面）近
傍、及びｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）近傍のｉ型層に
バンドギャップ一定の領域３４２、３４３を有し、また
バンドギャップが変化している領域３４１があって、領
域３４１はバンドギャップ最小の位置がｐ／ｉ界面（ｉ
／ｐ界面）側に片寄っていて、領域３４１のバンドギャ
ップと領域３４２、３４３のバンドギャップが連続され
ている例である。バンドギャップを連続することによっ
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（第２のｎ型層）及
び第２のｐ型層（ｐ型層）にそれぞれ収集することがで
きる。また特にバンドギャップ一定の領域３４２、３４
３が５ｎｍ以下の薄い場合にｉ型層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ことができ、従っ
て光起電力素子の開放電圧を大きくすることができるも
のである。
【００６５】図４（ｂ）は、バンドギャップが変化して
いる領域３５１がバンドギャップ一定の領域３５２、３
５３と不連続で比較的緩やかに接続されている例であ
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。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
領域との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以下で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り、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。
【００６６】図４（ｃ）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ｉ型層の中央の位置よりｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ界面）寄
りにある例である。バンドギャップが極小の位置から緩
やかにバンドギャップを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３６２に接続
することによって、バンドギャップが変化している領域
３６１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４（ｃ）においてはｉ／Ｓｉ界面
（Ｓｉ／ｉ界面）近傍のｉ型層に、ｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ
／ｉ界面）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。
【００６７】図５は、ｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）近
傍、及びｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ界面）近傍のｉ型層にバン
ドギャップ一定の領域を有し、且つｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ
界面）近傍のバンドギャップ一定の領域３７２にはバン
ドギャップ変化領域３７１から２段階のバンドギャップ
の変化を経て接続され、ｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）
のバンドギャップ一定の領域３７３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。
【００６８】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ことによって内部歪を減少させるこ
とができる。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減少が生じ難くなり、
高い光電変換効率を維持することができるものである。
【００６９】本発明においてシリコン原子とゲルマニウ
ム原子を含有するｉ型層のバンドギャップ極小値の好ま
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、１．３〜１．６ｅＶが望ましいもので
ある。
【００７０】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おいて、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ことろのテイ
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
ましいものである。
【００７１】以上、ｐｉｎ／ｐｎ（ｎｉｐ／ｎｐ）構造
の光起電力素子について説明したが、ｐｉｎｐｉｎ／ｐ
ｎ（ｎｉｐｎｉｐ／ｎｐ）構造やｐｉｎｐｉｎｐｉｎ／
ｐｎ（ｎｉｐｎｉｐｎｉｐ／ｎｐ）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ものであ
る。
【００７２】図６は本発明の光起電力素子の堆積形成を
行うのに適した製造装置の模式的説明図である。該製造
装置は、堆積室４０１、真空計４０２、ＲＦ電源４０
３、基板４０４、加熱ヒーター４０５、コンダクタンス
バルブ４０７、補助バルブ４０８、リークバルブ４０
９、ＲＦ電極４１０、ガス導入管４１１、マイクロ波導
波部４１２、誘電体窓４１３、シャッター４１５、原料
ガス供給装置２０００、マスフローコントローラー２０
１１〜２０１８、バルブ２００１〜２００８、２０２１
〜２０２８、圧力調整器２０３１〜２０３８、原料ガス
ボンベ２０４１〜２０４８等から構成されている。
【００７３】本発明の堆積方法におけるマイクロ波プラ
ズマＣＶＤ法の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。
【００７４】原料ガスを１００％分解するに必要なマイ
クロ波エネルギー（「ＭＰｗ」と略記する）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て原料ガ
スを分解し、ＭＰｗより高い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
よって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以下の状態では良質な堆積膜
を形成するに適した活性種の平均自由工程が充分に長い
ために気相反応が極力抑えられると考えられる。そして
また堆積室内の内圧が５０ｍＴｏｒｒ以下の状態ではＲ
Ｆ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導入するこ
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
うにプラズマ電位を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。
【００７５】更にＲＦはＤＣと違い周波数が高いため、
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できるも
のである。
【００７６】また加えて、バンドギャップを変化させた
層を堆積させることにおいて、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、本発明の堆積形成方法においては、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
よってイオンの割合が変化する。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Ｒ
Ｆ電極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
安定するものである。
【００７７】更に加えて本発明の堆積膜形成方法におい
て、ｉ型層内のバンドギャップの変化を得るためには、
層形成中にシリコン原子含有ガスとゲルマニウム含有ガ
スとの流量比を時間的に変化させることが有効であり、
その際、堆積室から５ｍ以下の距離のところで上記のガ
スを混合することが好ましいものである。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ー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。
【００７８】また、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ＲＦ電極に印
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ＲＦ電極に印加するＲＦエネルギーを小
さくすれば良い。詳細なメカニズムに関しては依然、不
明であるが、ＲＦ電極に印加するＲＦエネルギーを増や
すと、プラズマ電位が上昇し、水素イオンが基板に向か
って、より加速されるためにｉ型層中より多くの水素原
子が含有されるものと考えられる。
【００７９】更に、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ＲＦ電極に印加する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、ＲＦ電極に印加するＤＣ電圧を＋極性で
小さな電圧を印加すれば良い。詳細なメカニズムに関し
ては依然、不明であるが、ＲＦ電極に印加するＤＣエネ
ルギーを増やすと、プラズマ電位が上昇し、水素イオン
が基板に向かって、より加速されるためにｉ型層中によ
り多くの水素原子が含有されるものと考えられる。
【００８０】また更に、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別な方法としては、本発明の
堆積膜形成方法において、シリコン原子、およびハロゲ
ン原子（Ｘ）含有のガス（たとえば、ＳｉＸ4 ，Ｓｉ2
Ｘ6 ，ＳｉＨ4-N ，Ｓｉ2 ＨN Ｘ6-N 等）と、ハロゲン
原子は含有しないが、シリコン原子は含有するガス（例
えば、ＳｉＨ4 ，Ｓｉ2 Ｈ6 ，Ｓｉ3Ｈ8，ＳｉＤ4 ，Ｄ
ｉＨＤ3 ，ＳｉＨ2 Ｄ2 ，ＳｉＨ2 Ｄ，Ｓｉ2Ｄ5 Ｈ，
Ｓｉ2 Ｄ3 Ｈ3 等）とを混合してｉ型層を形成する方法
もある。水素含有量を少なくしたいところでは全シリコ
ン原子含有のガスに対するハロゲン原子、およびシリコ
ン原子を両方含有するガスの割合（Ｙ）を多くし、水素
含有量を多くしたいことろでは割合（Ｙ）を小さくすれ
ば良い。詳細なメカニズムに関しては依然、不明である
が、ハロゲン原子を含有する上記のガスを堆積室により
多く導入すると、プラズマ中にマイクロ波によって励起
されたハロゲン原子を含有するラジカルの量が増え、該
ハロゲン原子を含有するラジカルのハロゲン原子とｉ型
層中に存在している水素原子が置換反応を起こし、ｉ型
層内の水素含有量が減少すると考えられる。
【００８１】また更に、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別な方法としては、本発明の
堆積膜形成方法において、堆積室内にハロゲンランプ、
あるいはキセノンランプを設け、ｉ型層形成中にこれら
のランプをフラッシュさせ、基板温度を一時的に上昇さ
せるのである。その際、水素含有量を少なくしたいこと
ろでは、単位時間当たりのフラッシュ回数を増し、基板
温度を一時的に上昇させ、水素含有量を多くしたいとこ
ろでは、単位時間当たりのフラッシュ回数を少なくする
ことによって、基板温度を一時的に下げれば良い。基板
温度を一時的に上げることによって、ｉ型層表面からの
水素の脱離反応が活性化されるものと考えられる。
【００８２】本発明の光起電力素子の製造方法は、例え
ば以下のように行われるものである。
【００８３】まず図６の堆積室４０１内に堆積膜形成用
の基板４０４をを取り付け、堆積室内を１０-4Ｔｏｒｒ
以下に充分に排気する。この排気にはターボ分子ポン
プ、あるいは油拡散ポンプが適している。油拡散ポンプ
の場合はオイルが堆積室に逆拡散しないように堆積室４
０１の内圧が１０-4Ｔｏｒｒ以下になったらＨ2 、Ｈ
ｅ，Ａｒ，Ｎｅ，Ｋｒ，Ｋｅ等のガスを堆積室内へ導入
するのがよい。堆積室内排気を充分に行った後、Ｈ2 ，
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。堆積
室内の内圧が安定したら、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トローラーを介して所定の
量を堆積室に導入する。
【００８４】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
法において非常に重要な因子であり、最適な堆積室内の
内圧は、マイクロ波プラズマＣＶＤ法の場合、０．５〜
５０ｍＴｏｒｒが好適である。
【００８５】また本発明の堆積膜形成方法において、堆
積膜形成用に堆積室内に導入されるマイクロ波エネルギ
ーは、重要な因子である。該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（ＭＰｗ）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／ｃｍ3 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付近の周波数が敵している。ま
た本発明の光起電力素子の製造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。周波数の変動が
±２％以下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％以下が好ましい範囲
である。
【００８６】更に本発明の光起電力素子の製造成方法に
おいて、堆積室内に前記マイクロ波エネルギーと同時に
導入されるＲＦエネルギーは、前記マイクロ波エネルギ
ーとの組み合わせにお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１〜１００ＭＨｚが挙げられる。特に１３．５６
ＭＨｚ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。Ｒ
Ｆエネルギーを供給する場合、ＲＦエネルギー供給用の
ＲＦ電極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ＲＦ電極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）をアースした方が良いものである。更に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ＲＦ電極の
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
のが好ましいものである。
【００８７】このように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ＲＦ電源４０３からＲＦ電極４１
０を介して堆積室に導入する。このような状態で所望の
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
ネルギーの導入を止め、堆積室内を排気し、Ｈ2 ，Ｈ
ｅ，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。
【００８８】また前記ＲＦエネルギーに加えて、前記Ｒ
Ｆ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ＲＦ電極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３００Ｖ程度である。
【００８９】以上のような本発明の堆積膜形成方法にお
いて、原料ガスとして挙げられる化合物としては次のも
のが適している。
【００９０】シリコン原子を含有させるためのガス化し
得る化合物としてはＳｉＨ4 ，Ｓｉ2 Ｈ6 ，ＳｉＸ
4 （Ｘ：ハロゲン原子），ＳｉＸＨ3 ，ＳｉＸ2 Ｈ2 ，
ＳｉＸ3Ｈ，Ｓｉ2 Ｘ6 ，ＳｉＨ2 ，ＳｉＤ4 ，ＳｉＨ
Ｄ3 ，ＳｉＨ2 Ｄ2 ，ＳｉＨ3Ｄ，ＳｉＦＤ3 ，ＳｉＸ
2 Ｄ2 ，ＳｉＤ3 Ｈ，Ｓｉ2Ｄ3 Ｈ3等（総称して「化合
物（Ｓｉ）」と略記する）が挙げられる。
【００９１】ゲルマニウム原子を含有させるためのガス
化し得る化合物としてはＧｅＨ4 ，Ｇｅ2 Ｈ6 ，ＧｅＸ
4 （Ｘ：ハロゲン原子），ＧｅＸＨ3 ，ＧｅＸ2Ｈ2 ，
ＧｅＸ3 Ｈ，Ｇｅ2Ｘ6 ，Ｇｅ3Ｈ8 ，ＧｅＤ4 ，ＧｅＨ
Ｄ3 ，ＧｅＨ2 Ｄ2 ，ＧｅＨ3 Ｄ，ＧｅＸＤ3 ，ＧｅＸ
2 Ｄ2 ，ＧｅＤＸ3，Ｇｅ2 Ｄ3 Ｈ3 等（総称して「化
合物（Ｇｅ）」と略記する）が挙げられる。
【００９２】非単結晶半導体層に炭素原子を含有させる
ために導入される炭素含有ガスとしてはＣＨ4 ，Ｃ
Ｄ4 ，Ｃ2 Ｈ2n+2（ｎは整数），Ｃ2 Ｈ2n（ｎは整
数），Ｃ2 Ｘ2n+2（ｎは整数）、Ｘ：ハロゲン原子），
Ｃ2 Ｘ2n（ｎは整数）、Ｃ2 Ｈ2 ，Ｃ6 Ｈ6 ，ＣＯ2 ，
ＣＯ等（総称して「化合物（Ｃ）」と略記する）が挙げ
られる。
【００９３】非単結晶半導体層の窒素原子を含有させる
ために導入させる窒素含有ガスとしてはＮ2 ，ＮＨ3 ，
ＮＤ3 ，ＮＯ，ＮＯ2 ，Ｎ2 Ｏ（総称して「化合物」
（Ｎ）」と略記する）が挙げられる。
【００９４】非単結晶半導体層の酸素原子を含有させる
ために導入される酸素含有ガスとしては、Ｏ2 ，ＣＯ，
ＣＯ2 ，ＮＯ，ＮＯ2 ，Ｎ2 Ｏ，ＣＨ3 ＣＨ2 ＯＨ，Ｃ
Ｈ3ＯＨ等（総称して「化合物」（Ｏ）」と略記する）
が挙げられる。
【００９５】以上の化合物はｉ型層を形成する際、用い
るガスあるいはガス化しうるものとして好適である。
【００９６】本発明において非単結晶半導体層の価電子
制御するために非単結晶半導体層に導入される価電子制
御剤としては周期律表第ＩＩＩ族原子及び第Ｖ族原子及
び第ＶＩ族原子が挙げられる。
【００９７】本発明において第ＩＩＩ族原子導入用の出
発物質（総称して「化合物（ＩＩＩ）」と略記する）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
原子導入用としては、Ｂ2 Ｈ6 ，Ｂ4 Ｈ10，Ｂ5 Ｈ9 ，
Ｂ5 Ｈ11，Ｂ6 Ｈ10，Ｂ6 Ｈ12，Ｂ6 Ｈ14，等の水素化
ホウ素，ＢＦ3 、ＢＣｌ3 ，ＢＢｒ3 等ハロゲン化ホウ
素等を挙げることができる。このほかにＢ2 Ｏ3 ，Ｂ
（ＣＨ3 ）3，Ｂ（Ｃ2Ｈ5 ）3 ，ＡｌＣｌ3 ，Ａｌ（Ｃ
Ｈ3 ）3 ，ＧａＣｌ3 ，ＩｎＣｌ3 ，ＴｌＣｌ3 等も挙
げることができる。
【００９８】本発明において、第Ｖ族原子導入用の出発
物質（総称して「化合物（Ｖ）」と略記する）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 ，Ｐ2 Ｈ4 等の水素化燐、ＰＨ4Ｉ，ＰＦ3，ＰＦ
6 ，ＰＣｌ3 ，ＰＣｌ5 ，ＰＢｒ3 ，ＰＢｒ5 ，Ｐｌ3
等のハロゲン化燐、Ｐ2 Ｏ5 ，ＰＯＣｌ3 等の酸素化合
物が挙げられる。このほかＡｓＨ5 ，ＡｓＦ3 ，ＡｓＣ
ｌ3 ，ＡｓＢｒ5 ，ＡｓＦ5 ，ＳｂＨ5 、ＳｂＦ3 ，Ｓ
ｂＦ5 ，ＳｂＣｌ3 ，ＳｂＣｌ5 ，ＢｉＨ3 ，ＢｉＣｌ
3 ，ＢｉＢｒ3 等も挙げることができる。
【００９９】本発明において、第ＶＩ族原子導入用の出
発物質（総称して「化合物」（ＶＩ）」と略記する）と
して有効に使用されるのは、Ｈ2 Ｓ，ＳＦ4 ，ＳＦ6 ，
ＳＯ2 ，ＳＯ2Ｆ2，ＣＯＳ，ＣＳ2，Ｈ2Ｓｅ，Ｓｅ
Ｆ6，ＴｅＨ2，ＴｅＦ6、（ＣＨ3）2Ｔｅ，（Ｃ
2 Ｈ5 ）2Ｔｅ等挙げられる。
【０１００】また前記ガス化し得る化合物をＨ2 ，
Ｄ2 ，Ｈｅ，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。特に前記ガス化し得る
化合物を希釈するのに最適なガスとしては、Ｈ2 ，
Ｄ2 ，Ｈｅ，Ａｒ，が挙げられる。
【０１０１】本発明の光起電力素子におけるドーピング
層の積層構造は、シリコン原子を主構成元素とし価電子
制御剤として周期律表第ＩＩＩ族元素または第Ｖ族元素
または第ＶＩ族元素を含有する層（Ａ層）と、周期律表
第ＩＩＩ族元素または第Ｖ族元素または第ＶＩ族元素を
主構成元素とする層（Ｂ層）とから構成される。またＡ
層はその主構成元素が炭素、酸素及び窒素の中から選ば
れた少なくともひとつの元素と、シリコンであってもよ
い。
【０１０２】ドーピング層に本発明の積層構造を用いる
ことにより、ド−ピング層のドナー濃度、あるいはアク
セプタ一濃度を従来のものより向上させ、光起電力素子
の開放電圧を上げることができる。さらにはＡ層に高濃
度にはドーピングしていない（ライトドープ）材料で、
かつ光の吸収係数の小さい材料を用いることによって、
ｉ型層またはｐｎ接合部により多くの光を入射すること
ができるため、光起電力素子の短絡光電流を向上させる
ことができる。
【０１０３】さらに本発明の積層構造を有する光起電力
素子は振動等の長時間のアニーリングに対しても光電変
換効率の低下をかなり抑制できるものである。その詳細
なるメカニズムは依然、不明であるが以下のように考え
られる。積層構造内部では構成元素が急激に変化してい
るために歪や応力が発生し易くなるが、Ａ層に炭素また
は／及び酸素または／及び窒素を含有させることによ
り、発生した歪、応力をＡ層内部で緩和し、従って振動
等の長時間のアニーリングに対しても光電変換効率の低
下を抑制できる考えられる。
【０１０４】さらに本発明の積層構造を有する光起電力
素子は長時間光を照射した場合にも光電変換効率の低下
をかなり抑制できるものである。その詳細なるメカニズ
ムは依然、不明であるが以下のように考えられる。長時
間光を照射した場合にＡ層内部でダングリングボンドが
発生するが、Ａ層に含有されている価電子制御剤の一部
は不活性で、発生したダングリングボンドを補償するた
めに、光劣化を抑制できると考えられる。
【０１０５】Ａ層は非晶質材料（ａ−と表示する）また
は微結晶材料（μｃ−と表示する）または多結晶材料
（ｐｏｌｙ−と表示する）または単結晶材料（ｃ−と表
示する）から構成される。
【０１０６】非晶質材料としては、例えば、ａ−Ｓｉ：
Ｈ、ａ−Ｓｉ：ＨＸ、ａ−ＳｉＣ：Ｈ、ａ−ＳｉＣ：Ｈ
Ｘ、ａ−ＳｉＯ：Ｈ、ａ−ＳｉＯ：ＨＸ、ａ−ＳｉＮ：
Ｈ、ａ−ＳｉＮ：ＨＸ、ａ−ＳｉＯＮ：Ｈ、ａ−ＳｉＯ
Ｎ：ＨＸ、ａ−ＳｉＯＣＮ：Ｈ、ａ−ＳｉＯＣＮ：Ｈ
Ｘ、（Ｘ：ハロゲン原子）等が挙げられる。微結晶材料
としては、例えば、μｃ−Ｓｉ：Ｈ、μｃ−ＳｉＣ：
Ｈ、μｃ−Ｓｉ：ＨＸ、μｃ−ＳｉＣ：ＨＸ、μｃ−Ｓ
ｉＯ：Ｈ、μｃ−ＳｉＮ：Ｈ、μｃ−ＳｉＯＮ：ＨＸ、
μｃ−ＳｉＯＣＮ：ＨＸ、等が挙げられる。多結晶材料
としては、例えばｐοｌｙ−Ｓｉ：Ｈ、ｐｏｌｙ−Ｓ
ｉ：ＨＸ、ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：Ｈ、ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：
ＨＸ、ｐｏｌｙ−Ｓｉ、ｐｏｌｙ−ＳｉＣ、等が挙げら
れる。単結晶材料としては、例えば、ｃ−Ｓｉ、ｃ−Ｓ
ｉＣ等が挙げられる。
【０１０７】ｎ（ｐ）型層、第２のｐ（ｎ）型層を積層
構造にする場合にはＡ層として、短波長光の吸収係数の
小さい、微結晶材料、多結晶材料、単結晶材料が好適に
使用される。
【０１０８】ｐ型のＡ層を形成するには、これらの材料
にｐ型の価電子制御剤（周期律表第ＩＩＩ族原子Ｂ、Ａ
ｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ）を添加させ、ｎ型のＡ層を形成
するには、ｎ型の価電子制御剤（周期律表第Ｖ族原子
Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉまたは／及び周期律表第ＶＩ族原
子Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）を添加させる。
【０１０９】ｐ型のＡ層への周期律表第ＩＩＩ族原子の
添加量、あるいはｎ型のＡ層への周期律表第Ｖ属原子、
第ＶＩ族原子の添加量は１０〜１００００ｐｐｍが最適
量として挙げられる。
【０１１０】また、Ａ型層が微結晶材料、あるいは多結
晶材料で構成されている場合、Ａ層に含有される水素原
子（Ｈ、Ｄ）またはハロゲン原子はＡ層の末結合手を補
償する働きをし、ドーピング効率を向上させるものであ
る。Ａ層へ添加される水素原子またはハロゲン原子は０
〜１０ａｔ％が最適量として挙げられる。Ａ層の界面近
傍では水素原子または／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１．１〜２．５倍の範囲
が好ましい範囲として挙げられる。このように界面近傍
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層内応力を減少させ、
さらには機械的歪を緩和す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。
Ａ層の層厚は０．５〜３ｎｍが好ましい。
【０１１１】Ａ層の形成方法としてはプラズマＣＶＤ
法、光ＣＶＤ法などがあり、特にプラズマＣＶＤ法が好
適に使用される。
【０１１２】これらの方法でＡ層を形成する場合、原料
ガスとして、以下のガス化し得る化合物、および該化合
物の混合ガスを挙げることができる。
【０１１３】シリコン原子含有の原料ガスとしては、前
述した化合物（Ｓｉ）が挙げられる。炭素原子含有の原
料ガスとしては、前述した化合物（Ｃ）が挙げられる。
窒素原子含有の原料ガスとしては、前述した化合物
（Ｎ）が挙げられる。酸素原子含有の原料ガスとして
は、前述した化合物（Ｏ）が挙げられる。
【０１１４】ｐ型のＡ層に導入される物質としては周期
律表第ＩＩＩ族原子、ｎ型のＡ層に導入される原子とし
ては第Ｖ族原子及び第ＶＩ族原子が挙げられる。
【０１１５】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、前述した化合物（ＩＩ
Ｉ）を挙げることができ、特にＢ2Ｈ6，ＢＦ3が適して
おり、これらの化合物は通常、Ｈ2，Ｈｅ、Ａｒ等のガ
スで所望の濃度に希釈して高圧ボンベに保管する。
【０１１６】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、前述した化合物（Ｖ）を挙げることが
でき、特にＰＨ3、ＰＦ3が適しており、これらの化合物
は通常、Ｈ2，Ｈｅ、Ａｒ等のガスで所望の濃度に希釈
して高圧ボンベに保管する。第ＶＩ族原子導入用の出発
物質として有効に使用されるのは、前述した化合物（Ｖ
Ｉ）が挙げられ、特にＨ2Ｓが適しており、これらの化
合物は通常、Ｈ2、Ｈｅ、Ａｒ等のガスで所望の濃度に
希釈して高圧ボンベに保管する。
【０１１７】Ａ層をプラズマＣＶＤ法で形成する場合に
は、ＲＦプラズマＣＶＤ法とマイクロ波プラズマＣＶＤ
法が好適である。
【０１１８】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法で堆積する場合、堆積室内の基板温度
は、ｌ００〜６００℃、内圧は、０．１〜１０Ｔｏｒ
ｒ、ＲＦパワーは、０．０１〜１Ｗ／ｃｍ2、堆積速度
は、０．０１〜０．１ｎｍ／ｓｅｃが最適条件として挙
げられる。
【０１１９】また前記ガス化し得る化合物をＨ2，Ｄ2、
Ｈｅ、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。
【０１２０】特に微結晶、または多結晶、または単結晶
材料からなるのＡ層を堆積する場合は水素ガスで２〜１
００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。
【０１２１】Ａ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（アルミナセラミクス、石英、窒化硼素等）４
１３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。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１００〜６００℃、内圧は
０．５〜３０ｍＴｏｒｒ、マイクロ波パワーは０．００
５〜ｌＷ／ｃｍ3、マイクロ波の周波数は０．５〜１０
ＧＨｚが好ましい範囲として挙げられる。
【０１２２】また前記ガス化し得る化合物をＨ2、Ｄ2、
Ｈｅ、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。
【０１２３】特に微結晶、または多結晶、または単結晶
材料からなるのＡ層を堆積する場合は水素ガスで２〜１
００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。
【０１２４】Ａ層を光ＣＶＤ法で堆積する場合、光源と
しては低圧水銀ランプを用い、基板温度は１００〜６０
０℃、内圧は０．１〜１０Ｔｏｒｒ、堆積速度は０．０
０１〜０．１ｎｍ／ｓｅｃ、が最適条件として挙げら
れ、前記ガス化し得る化合物を導入するとともに水銀を
１〜１００ｐｐｍ程度導入しても良い。
【０１２５】前記化合物（Ｓｉ）のなかでも、Ｓｉ
2Ｈ6、Ｓｉ2ＨnＸ6-n（Ｘ：ハロゲン原子）などの高次
シランが好適に使用される。また前記ガス化し得る化合
物をＨ2、Ｄ2、Ｈｅ、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。
【０１２６】特に微結晶、または多結晶、または単結晶
材料からなるのＡ層を堆積する場合は水素ガスで２〜１
００倍に原料ガスを希釈して導入するのが好ましいもの
である。
【０１２７】Ｂ層の主構成原子は、ｐ型のＡ層と積層す
る場合、周期律表第ＩＩＩ族原子（例えば、Ｂ、Ａｌ、
Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌからなり、ｎ型のＡ層と積層する場
合、周期律表第Ｖ族原子（例えば、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂ
ｉ）、または／及び周期律表第ＶＩ族原子（例えばＳ、
Ｓｅ、Ｔｅ）からなる。Ｂ層の層厚は０．５〜３ｎｍが
好ましい。
【０１２８】Ｂ層の形成方法としてはプラズマＣＶＤ
法、光ＣＶＤ法などが好適に使用される。これらの方法
でＢ層を形成する場合、以下のガス化し得る化合物、お
よび該化合物の混合ガスを挙げることができる。
【０１２９】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、前述した化合物（ＩＩ
Ｉ）を挙げることができ、特にＢ2Ｈ6，Ｂ（ＣＨ3）3が
適している。
【０１３０】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、前述した化合物（Ｖ）を挙げることが
できる。第ＶＩ族原子導入用の出発物質として有効に使
用されるのは、前述した化合物（ＶＩ）が挙げられる。
【０１３１】Ｂ層をプラズマＣＶＤ法で形成する場合に
は、ＲＦプラズマＣＶＤ法とマイクロ波プラズマＣＶＤ
法が好適である。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法で堆積する場合、堆積室内の基板
温度は、１００〜６００℃、内圧は、０．１〜１０Ｔｏ
ｒｒ、ＲＦパワーは、０．１〜２Ｗ／ｃｍ2、堆積速度
は、０．０１〜０．２ｎｍ／ｓｅｃが最適条件として挙
げられる。また前記ガス化し得る化合物をＨ2、Ｄ2、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。
【０１３２】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、石英、窒化硼素等）４１３
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。
【０１３３】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１００〜６００℃、内圧は
０．５〜３０ｍＴｏｒｒ、マイクロ波パワーは０．０１
〜１Ｗ／ｃｍ3、マイクロ波の周波数は０．５〜１０Ｇ
Ｈｚが好ましい範囲として挙げられる。また前記ガス化
し得る化合物をＨ2、Ｄ2、Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋ
ｒ等のガスで適宜希釈して堆積室に導入しても良い。
【０１３４】Ｂ層を光ＣＶＤ法で堆積する場合、光源と
しては低圧水銀ランプを用い、基板温度は１００〜６０
０℃、内圧は０．１〜１０Ｔｏｒｒ、堆積速度は０．０
０１〜０．２ｎｍ／ｓｅｃ、が最適条件として挙げら
れ、前記ガス化し得る化合物を導入するとともに水銀を
１〜１００ｐｐｍ程度導入しても良い。また前記ガス化
し得る化合物をＨ2、Ｄ2，Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋ
ｒ等のガスで適宜希釈して堆積室に導入しても良い。
【０１３５】本発明の光起電力素子に用いる積層構造の
積層形態は、Ａ層から始まってＡ層で終わることが望ま
しく、例えば、ＡＢＡ、ＡＢＡＢＡ、ＡＢＡＢＡＢＡ等
（ＡＢ）nＡの積層形態、あるいはＡlＢlＡ2，ＡlＢlＡ
2Ｂ2Ａ3等、（ＡnＢn）Ａn+1の積層形態が挙げられる。
しかし第２のｐ型層に積層構造を用いる場合には、Ａ層
から始まってＢ層で終わってもよく、例えば、ＡＢ、Ａ
ＢＡＢ、ＡＢＡＢＡＢ等（ＡＢ）nの積層形態、あるい
はＡlＢl、ＡlＢlＡ2Ｂ2等、（ＡnＢn）の積層形態が挙
げられる。
【０１３６】以下に本発明の光起電力素子の構成をより
詳細に説明する。
【０１３７】基板（１０２，１２２） 基板は、多結晶シリコン基板あるいは単結晶シリコン基
板であってもよく、さらには絶縁性材料または導電性材
料からなる支持体上に多結晶シリコン層あるいは単結晶
シリコン層を積層したものであっても良い。
【０１３８】基板として多結晶シリコンを用いる場合、
キャスティング法（最新太陽光発電技術、浜川圭弘 編
著、槙書店）によって作製したインゴットを１００〜５
００μｍ程度の厚さにスライスして使用するか、あるい
はシリコン融液に炭素繊維の網を通過させて作製したリ
ボン状のシリコン多結晶を使用するか、あるいはシリコ
ン融液から直接、多結晶シリコンを引き出しながら徐冷
したものを使用しても良い。いずれの場合においても、
グレインバウンダリーに存在する多くのトラップレベル
を減少させるために、基板温度５００〜９００℃で、水
素雰囲気中でアニーリングしたり、あるいは基板温度３
００〜９００℃で、プラズマ処理を施したり、あるいは
基板にレーザービームを照射し、アニーリングすること
が望ましい。
【０１３９】基板として単結晶シリコンを用いる場合、
ＣＺ（チョコラルスキー）法によって作製されたインゴ
ットを１００〜５００μｍ程度の厚さにスライスして使
用するか、あるいはシリコン融液に炭素繊維の網を通過
させて作製したリボン状のシリコン単結晶を使用する
か、あるいはシリコン融液から直接、単結晶シリコンを
引き出しながら徐冷したものを使用しても良い。
【０１４０】支持体上に多結晶シリコン層あるいは単結
晶シリコン層を積層する際に用いる導電性支持体として
は、例えば、ＮｉＣｒ、ステンレス、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ，Ａｕ，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。
【０１４１】同様に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、ガラス、セラミックス、
紙などが挙げられる。これらの絶縁性支持体は、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
された表面側に多結晶シリコン層あるいは単結晶シリコ
ン層を設けるのが望ましい。
【０１４２】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
ｌ，Ｐｔ，Ｐｂ，Ｉｎ2Ｏ3 ，ＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3＋Ｓｎ
Ｏ2）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ィルム等の合成樹脂フィル
ムであれば、ＮｉＣｒ，Ａｌ，Ａｇ，Ｐｂ，Ｚｎ，Ｎ
ｉ，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
状とすることができる。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するが、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が限り薄くすることが
できる。しかしながら、支持体の製造上および取扱い
上、機械的強度等の点から、通常は１０μｍ以上とされ
る。
【０１４３】これらの支持体の表面状に多結晶シリコン
層を形成するには、プラズマＣＶＤ法、熱ＣＶＤ法、光
ＣＶＤ法などを用いて非単結晶シリコン層を支持体上に
形成し、そのあと、ヒーター、あるいはレーザー、ある
いは電子ビームなどで融解して再結晶化する方法があ
る。（ＳＯｌ構造形成技術、古川静二郎 編著、産業図
書）また支持体上に微細な孔、あるいは突起を設け、こ
れを成長核とし、プラズマＣＶＤ法、熱ＣＶＤ法、光Ｃ
ＶＤ法で多結晶シリコン層を横方向に成長させる方法も
ある。さらにこれらの方法を併用しても良い。
【０１４４】入射した光の収集効率を上げるために、基
板の表面をピラミッド状の凹凸（テクスチャー）化する
ことが望ましい。テクスチャー処理を行うためには、９
０〜１１０℃、５０〜７０％のヒドラジン水溶液に１０
分程度浸すか、あるいは９０〜１１０℃、０．５〜３％
のＮａＯＨ水溶液に５分程度浸せばよい。
【０１４５】第１のｐ（ｎ）型層（１０３，１２３） 第１のｐ（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。
【０１４６】第１のｐ（ｎ）型層は、微結晶材料または
多結晶材料または単結晶材料から構成される。
【０１４７】微結晶材料としは、、例えばμｃ−Ｓｉ：
Ｈ，μｃ−ＳｉＣ：Ｈ，μｃ−Ｓｉ：ＨＸ，μｃ−Ｓｉ
Ｃ：ＨＸ，μｃ−ＳｉＧｅ：Ｈ、μｃ−ＳｉＯ：Ｈ，μ
ｃ−ＳｉＧｅＣ：Ｈ，μｃ−ＳｉＮ：Ｈ，μｃ−ＳｉＯ
Ｎ：ＨＸ，μｃ−ＳｉＯＣＮ：ＨＸ，等（Ｘ：ハロゲン
原子）が挙げられる。
【０１４８】多結晶材料としては、例えばｐｏｌｙ−Ｓ
ｉ：Ｈ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：
Ｈ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−ＳｉＧｅ：
Ｈ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ，ｐｏｌｙ−Ｓ
ｉＧｅ等が挙げれる。
【０１４９】結晶材料としては、例えばｃ−Ｓｉ，ｃ−
ＳｉＣ，ｃ−ＳｉＧｅ等が挙げられる。
【０１５０】導電型をｐ型にするにはｐ型の価電子制御
剤（周期律表第ＩＩＩ族原子Ｂ，Ａｌ，Ｇａ、Ｉｎ，Ｔ
ｌ）を高濃度に添加させる。導電型をｎ型にするには、
ｎ型の価電子制御剤（周期律表第Ｖ族原子Ｐ，Ａｓ，Ｓ
ｂ，Ｂｉまたは／及び周期律表第ＶＩ族原子Ｓ，Ｓｅ，
Ｔｅ）を高濃度に添加させる。
【０１５１】第１のｐ型層への周期律表第ＩＩＩ族原子
の添加量、あるいは第１のｎ型層への周期律表第Ｖ族原
子、第ＶＩ原子の添加量は０．１〜１０ａｔ％が最適量
として挙げられる。
【０１５２】また、第１のｐ（ｎ）型層が微結晶材料あ
るいは多結晶材料で構成されている場合、第１のｐ
（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、ドーピング効率を向上させるものである。第１
のｐ（ｎ）型層へ添加される水素原子またはハロゲン原
子は０〜１０ａｔ％が最適量として挙げられる。ｐ／基
板界面（ｎ／基板界面）近傍、ｎ／ｐ界面（ｐ／ｎ界
面）近傍で水素原子または／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
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１．３〜２．５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／基板
界面（ｎ／基板界面）近傍、ｎ／ｐ界面（ｐ／ｎ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層内応力を減少さ
せ、さらには機械的歪を緩和することができ、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。
【０１５３】光起電力素子の第１のｐ（ｎ）の型層の電
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以下がこのましく、１Ω
ｃｍ以下が最適である。さらにｐ型層及びｎ型層の層厚
は５〜２００ｎｍが好ましい。
【０１５４】第１のｐ（ｎ）型層の形成方法としては基
板上に薄膜層を堆積する方法と、基板の表面から内部に
不純物を混入させる方法がある。
【０１５５】基板上に薄膜層を形成する方法としてはプ
ラズマＣＶＤ法、熱ＣＶＤ法、光ＣＶＤ法などがあり、
基板内部に不純物を混入させる方法としては、ガス拡散
法、固相拡散法、イオン注入法などが用いられ、特にガ
ス拡散法、プラズマＣＶＤ法が好適に使用される。
【０１５６】プラズマＣＶＤ法で第１のｐ（ｎ）型層を
形成する場合、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、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。
【０１５７】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、前述した化合物（Ｓｉ）が挙げら
れる。
【０１５８】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、前述した化合物（Ｃ）が挙げられる。
【０１５９】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、前述した化合物（Ｇｅ）が挙げられ
る。
【０１６０】窒素含有ガスとしては、前述した化合物
（Ｎ）が挙げられる。
【０１６１】酸素含有ガスとしては、前述した化合物
（Ｏ）が挙げられる。
【０１６２】第１ＩＩ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、前述した化合物（ＩＩ
Ｉ）を挙げることができ、特にＢ2 Ｈ6 、ＢＦ3 が適し
ており、これらの化合物は通常、Ｈ2 ，Ｈｅ，Ａｒ等の
ガスで所望の濃度に希釈して使用するのがよい。
【０１６３】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、前述した化合物（Ｖ）を挙げることが
でき、特にＰＨ3 、ＰＦ5 が適しており、これらの化合
物は通常、Ｈ2 、Ｈｅ、Ａｒ等のガスで所望の濃度に希
釈して使用する。
【０１６４】第ＶＩ族原子導入用の出発物質として有効
に使用されるのは、前述した化合物（ＶＩ）が挙げら
れ、特にＨ2 Ｓが適しており、こられの化合物は通常、
Ｈ2 ，Ｈｅ，Ａｒ等のガスで所望の濃度に希釈して使用
する。
【０１６５】第１のｐ（ｎ）型層をプラズマＣＶＤ法で
形成する場合には、ＲＦプラズマＣＶＤ法とマイクロ波
プラズマＣＶＤ法が好適である。
【０１６６】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法で堆積する場合、堆積室内の基板温度
は、１００〜６００℃内圧は、０．１〜１０Ｔｏｒｒ、
ＲＦパワーは、０．０１〜５．０Ｗ／ｃｍ2 、堆積速度
は、０．０１〜３ｎｍ／ｓｅｃが最適条件として挙げら
れる。また前記ガス化し得る化合物をＨ2 ，Ｈｅ，Ｎ
ｅ，Ａｅ，Ｘｅ，Ｋｒ等のガスで適宜希釈して堆積室に
導入しても良い。特にμｃ−ＳＩ：Ｈ，μｃ−ＳｉＣ：
Ｈ，μｃ−Ｓｉ：ＨＸ，μｃ−ＳｉＣ：ＨＸ，μｃ−Ｓ
ｉＯ：Ｈ，μｃ−ＳｉＮ：Ｈ，μｃ−ＳｉＯＮ：ＨＸ，
μｃ−ＳｉＯＣＮ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ：Ｈ，ｐｏｌ
ｙ−Ｓｉ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：Ｈ，ｐｏｌｙ−Ｓ
ｉＣ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ等の短
波長における光吸収の少な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。Ｒ
Ｆ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。
【０１６７】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、石英、窒化硼素、等）４１
３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。
【０１６８】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１００〜６００℃、内圧は
０．５〜３０ｍＴｏｒｒ，マイクロ波パワーは０．００
５〜１Ｗ／ｃｍ3 、マイクロ波の周波数は０．５〜１０
ＧＨｚが好ましい範囲として挙げられる。
【０１６９】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。特にμｃ−Ｓｉ：Ｈ，μｃ−Ｓ
ｉＣ：Ｈ，μｃ−Ｓｉ：ＨＸ，μｃ−ＳｉＣ：ＨＸ，μ
ｃ−ＳｉＯ：Ｈ，μｃ−ＳｉＮ：Ｈ，μｃ−ＳｉＯＮ：
ＨＸ，μｃ−ＳｉＯＣＮ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ：Ｈ，
ｐｏｌｙ−Ｓｉ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：Ｈ，ｐｏｌ
ｙ−ＳｉＣ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ
等の短波長における光吸収の少な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。
【０１７０】ガス拡散法で第１のｐ型層を形成する場
合、ｎ型基板の温度を８００〜９５０℃に設定し、堆積
室内に拡散用ガスを導入し、周期表第ＩＩＩ族原子を基
板表面近傍に拡散させる。拡散用ガスとしては前述した
化合物（ＩＩＩ）が挙げられ、特にＢＣｌ3 、ＢＢｒ3
が適している。こられの化合物をＨ2 ，Ｈｅ，Ａｒ等の
ガスで所望の濃度に希釈して導入してもよい。
【０１７１】ガス拡散法で第１のｎ型層を形成する場
合、ｐ型基板の温度を８００〜９５０℃に設定し、堆積
室内に拡散用ガスを導入し、周期表第Ｖ族原子あるいは
第ＶＩ族原子を基板表面近傍に拡散させる。拡散用ガス
としては前述した化合物（Ｖ）、あるいは化合物（Ｖ
Ｉ）が挙げられ、特にＰＯＣｌ3 、Ｐ2Ｏ5 が適してい
る。これらの化合物をＨ2 ，Ａｒ等のガスで所望の濃度
に希釈して導入してもよい。
【０１７２】イオン注入法で第１のｐ型層を形成する場
合、周期表第ＩＩＩ族原子を高い電界のもとで加速し、
ｎ型基板表面に照射し、第ＩＩＩ族原子を基板内部に注
入する。例えば、ホウ素を注入させる場合、１×１０15
〜１０×１０15（個／ｃｍ2）の11Ｂ+ を５〜５０ｋｅ
Ｖ程度の加速電圧で行うと良い。
【０１７３】イオン注入法で第１のｎ型層を形成する場
合、周期表第Ｖ族原子、あるいは第ＶＩ族原子を高い電
界のもとで加速し、ｎ型基板表面に照射し、第Ｖ族原子
あるいは第ＶＩ族原子を基板内部に注入する。例えば、
リンを注入させる場合、０．５〜１０×１０15（個／ｃ
ｍ2 ）の31のＰ+ を１〜１０ｋｅＶ程度の加速電圧で行
なうと良い。
【０１７４】ｎ（ｐ）型層（１０４，１２４）及び第２
のｐ（ｎ）型層（１０７，１２７） ｎ（ｐ）型層、第２のｐ（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。
【０１７５】非単結晶材料からなるｎ（ｐ）型層、第２
のｐ（ｎ）型層としては、非晶質材料、微結晶材料及び
多結晶材料が挙げられる。
【０１７６】非晶質材料としては、例えばａ−Ｓｉ：
Ｈ，ａ−Ｓｉ：ＨＸ，ａ−ＳｉＣ：Ｈ，ａ−ＳｉＣ：Ｈ
Ｘ，ａ−ＳｉＧｅ：Ｈ，ａ−ＳｉＧｅＣ：ＨＸ，ａ−Ｓ
ｉＯ：Ｈ，ａ−ＳｉＮ：Ｈ，ａ−ＳｉＯＮ：ＨＸ，ａ−
ＳｉＯＣ：ＨＸ等が挙げれる。微結晶材料としてはμｃ
−Ｓｉ：Ｈ，μｃ−ＳｉＣ：Ｈ，μｃ−Ｓｉ：ＨＸ，μ
ｃ−ＳｉＣ：ＨＸ，μｃ−ＳｉＧｅ：Ｈ，μｃ−Ｓｉ
Ｏ：Ｈ，μｃ−ＳｉＧｅＣ：Ｈ，μｃ−ＳｉＮ：Ｈ，μ
ｃ−ＳｉＯＮ：ＨＸ，μｃ−ＳｉＯＮ：ＨＸ等が挙げら
れる。
【０１７７】多結晶材料としては、例えばｐｏｌｙ−Ｓ
ｉ：Ｈ，ｐｏｌｙ，Ｓｉ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：
Ｈ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−ＳｉＧｅ：
Ｈ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ，ｐｏｌｙ−Ｓ
ｉＧｅ等が挙げられる。
【０１７８】導電型をｐ型にするにはｐ型の価電子制御
剤（周期律表第ＩＩＩ族原子Ｂ，Ａｌ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｔ
ｌ）を上記材料中に高濃度に添加する。導電型をｎ型に
するにはｎ型の価電子制御剤（周期律表第Ｖ族原子Ｐ，
Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ周期律表第ＶＩ族原子Ｓ，Ｓｅ，Ｔ
ｅ）を上記材料中に高濃度に添加する。
【０１７９】特に、第２のｐ（ｎ）型層には、光吸収の
少ない微結晶性材料、あるいはバンドギャップの広い非
単結晶質材料、例えば、μｃ−Ｓｉ：Ｈ，μｃ−Ｓｉ
Ｃ：Ｈ，μｃ−Ｓｉ：ＨＸ，μｃ−ＳｉＣ：ＨＸ，μｃ
−ＳｉＯ：Ｈ，μｃ−ＳｉＮ：Ｈ，μｃ−ＳｉＯＮ：Ｈ
Ｘ，μｃ−ＳｉＯＣＮ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ：Ｈ，ｐ
ｏｌｙ−Ｓｉ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：Ｈ，ｐｏｌｙ
−ＳｉＣ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ，
ａ−ＳｉＣ：Ｈ，ａ−ＳｉＣ：ＨＸ，ａ−ＳｉＯ：Ｈ，
ａ−ＳｉＮ：Ｈ，ａ−ＳｉＯＮ：ＨＸ，ａ−ＳｉＯＣ
Ｎ：ＨＸ，ａ−ＳｉＯ：Ｈ，ａ−ＳｉＮ：Ｈ，ａ−Ｓｉ
ＯＮ：ＨＸ，ａ−ＳｉＯＣＮ：ＨＸ等が適している。
【０１８０】ｐ型層及び第２のｐ型層への周期律表第Ｉ
ＩＩ族原子の添加量およびｎ型層、及び第２のｎ型層へ
の周期律表第Ｖ族原子及び第ＶＩ族の添加量は０．１〜
５０ａｔ％が最適量として挙げられる。
【０１８１】またｎ（ｐ）型層、第２のｐ（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未
結合手を補償する働きをし、ドーピング効率を向上させ
るもので、０．１〜４０ａｔ％が最適量として挙げられ
る。特にｎ（ｐ）型層、第２のｐ（ｎ）型層が微結晶材
料、多結晶材料からなる場合、水素原子またはハロゲン
原子は０．１〜１０ａｔ％が最適量として挙げられる。
更に各界面近傍で水素原子または／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る。このように各界面
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、膜内応力を減少さ
せ、機械的歪を緩和させることができ、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。
【０１８２】ｎ（ｐ）型層、第２のｐ（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ｎ（ｐ）型層の層厚は１〜１
００ｎｍが好ましく、３〜３０ｎｍが最適であり、第２
のｐ（ｎ）型層の層厚は１〜５０ｎｍが好ましく、３〜
２０ｎｍが最適である。
【０１８３】ｎ（ｐ）型層、第２のｐ（ｎ）型層の形成
方法としては、プラズマＣＶＤ法、熱ＣＶＤ法、光ＣＶ
Ｄ法などが用いられ、特にプラズマＣＶＤ法が好適に使
用される。
【０１８４】プラズマＣＶＤ法でｎ（ｐ）型層、第２の
ｐ（ｎ）型層を形成する場合、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、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。
【０１８５】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、前述した化合物（Ｓｉ）が挙げら
れる。
【０１８６】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、前述した化合物（Ｃ）が挙げられる。
【０１８７】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、前述した化合物（Ｇｅ）が挙げられ
る。
【０１８８】窒素含有ガスとしては、前述した化合物
（Ｎ）が挙げられる。
【０１８９】酸素含有ガスとしては、前述した化合物
（Ｏ）が挙げられる。
【０１９０】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、前述した化合物（ＩＩ
Ｉ）を挙げることができる。特にＢ2 Ｈ6 、ＢＦ3 が適
している。
【０１９１】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、前述した化合物（Ｖ）を挙げることが
できる。特にＰＨ3 、ＰＦ5 が適している。
【０１９２】第ＶＩ族原子導入用の出発物質として有効
に使用されるのは、前述した化合物（ＶＩ）が挙げられ
る。
【０１９３】プラズマＣＶＤ法として好適に用いられる
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。
【０１９４】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法で堆積する場合、堆積室内の基板温度
は、１００〜４５０℃、内圧は、０．１〜１０Ｔｏｒ
ｒ、ＲＦパワーは０．１〜５．０Ｗ／ｃｍ2 、堆積速度
は０．０１〜３ｎｍ／ｓｅｃが最適条件として挙げられ
る。
【０１９５】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。
【０１９６】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。
【０１９７】特に、μｃ−Ｓｉ：Ｈ，μｃ−ＳｉＣ：
Ｈ，μｃ−Ｓｉ：ＨＸ，μｃ−ＳｉＣ：ＨＸ，μｃ−Ｓ
ｉＯ：Ｈ，μｃ−ＳｉＮ：Ｈ，μｃ−ＳｉＯＮ：ＨＸ，
μｃ−ＳｉＯＣＮ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ：Ｈ，ｐｏｌ
ｙ−Ｓｉ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：Ｈ，ｐｏｌｙ−Ｓ
ｉＣ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：Ｈ，
ａ−ＳｉＣ：Ｈ，ａ−ＳｉＣ：ＨＸ，ａ−ＳｉＯ：Ｈ，
ａ−ＳｉＮ：Ｈ，ａ−ＳｉＯＮ：ＨＸ，ａ−ＳｉＯＣ
Ｎ：ＨＸ等の光吸収の少ない微結晶層、多結晶層、ある
いはバンドギャップの広い非晶質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。
【０１９８】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、堆積質に誘電体
窓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。
【０１９９】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
０．５〜３０ｍＴｏｒｒ、マイクロ波パワーは０．００
５〜１Ｗ／ｃｍ3 、マイクロ波の周波数は０．５〜１０
ＧＨｚが好ましい範囲として挙げられる。また前記ガス
化し得る化合物をＨ2 ，Ｈｅ，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。
【０２００】特に、μｃ−Ｓｉ：Ｈ，μｃ−ＳｉＣ：
Ｈ，μｃ−Ｓｉ：ＨＸ，μｃ−ＳｉＣ：ＨＸ，μｃ−Ｓ
ｉＯ：Ｈ，μｃ−ＳｉＮ：Ｈ，μｃ−ＳｉＯＮ：ＨＸ，
μｃ−ＳｉＯＣＮ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ：Ｈ，ｐｏｌ
ｙ−Ｓｉ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：Ｈ，ｐｏｌｙ−Ｓ
ｉＣ：ＨＸ，ｐｏｌｙ−Ｓｉ，ｐｏｌｙ−ＳｉＣ：Ｈ，
ａ−ＳｉＣ：Ｈ，ａ−ＳｉＣ：ＨＸ，ａ−ＳｉＯ：Ｈ，
ａ−ＳｉＮ：Ｈ，ａ−ＳｉＯＮ：ＨＸ，ａ−ＳｉＯＣ
Ｎ：ＨＸ等の光吸収の少ない微結晶層、多結晶層、ある
いはバンドギャップの広い非晶質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。
【０２０１】ｉ型層（１０６，１２５） 本発明の光起電力素子において、ｉ型層は照射光に対し
てキャリアを発生し、輸送する、最も重要な層である。
ｉ型層としては、僅かにｐ型、僅かにｎ型の層も使用で
きるものである。
【０２０２】本発明の光起電力素子のｉ型層としては、
シリコン原子とゲルマニウム原子とを含有して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
ギャップの極小値の位置がｉ型層の中央の位置よりｐ／
ｉ界面（ｉ／ｐ界面）方向に片寄っているものである。
【０２０３】本発明の光起電力素子のｉ型層としては、
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
制御剤とを共に含有するのが好ましい。
【０２０４】ｉ型層に導入される周期律表第ＩＩＩ族元
素、第Ｖ族元素、第ＶＩ族元素の導入量は１０００ｐｐ
ｍ以下が好ましい。また、本発明の目的を達成するため
にｉ型層中には周期律表第ＩＩＩ族元素と第Ｖ族元素、
あるいは周期律表第ＩＩＩ族元素と第ＶＩ族元素、ある
いは周期律表第ＩＩＩ族元素と第Ｖ族元素と第ＶＩ族元
素とを、共に補償するように添加するのが好ましい。
【０２０５】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型層でのキャ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／ｉ界面（ｉ／ｐ界
面）、ｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ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１〜３
０ａｔ％が最適な含有量として挙げられる。
【０２０６】特に、ｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ界面）、ｉ／Ｓ
ｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）近傍で水素原子または／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。
【０２０７】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／及びハロゲン原子の含有量は１〜１０
ａｔ％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。
【０２０８】本発明の光起電力素子のｉ型層において
は、水素原子または／及びハロゲン原子の含有量をシリ
コン原子の多いことろでは多く、シリコン原子が少ない
ことろでは少なく含有させる。すなわちバンドギャップ
に対応して、バンドギャップの狭いことろでは水素原子
または／及びハロゲン原子の含有量が少なく、バンドギ
ャップの広いところでは水素原子または／及びハロゲン
原子の含有量が多くなっている。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
ばシリコン原子とゲルマニウム原子を含有する合金系半
導体の堆積において、シリコン原子とゲルマニウム原子
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
ＲＦ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／ハロゲン原子の含有量が少なく
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。
【０２０９】加えてシリコン原子とゲルマニウム原子と
を含有するｉ型層に炭素原子及び／または酸素及び／ま
たは窒素を１０００ｐｐｍ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、シリコン原子とゲルマニ
ウム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ゲルマニウム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。このような系に炭素原子または／及
び酸素原子または／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。炭素原子または
／及び酸素原子または／及び窒素原子の層厚方向での分
布としてはゲルマニウム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は反対の分布である
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。
【０２１０】更にこのような水素原子（または／及びハ
ロゲン原子）、及び炭素原子または／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。
【０２１１】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。
【０２１２】本発明の光起電力素子の製造方法によるシ
リコン原子とゲルマニウム原子を含有するｉ型層は、堆
積速度を２．５ｎｍ／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６０ｍｅＶ以下であり、且つ電子スピン共鳴
（ＥＳＥ）による未結合手の密度は１０17／ｃｍ3 以下
である。
【０２１３】またｉ型層のバンドギャップはバルクから
ｐ／ｉ界面（ｉ／ｐ界面）に向かって、及び／またはｉ
／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）に向かって広くなるように
設計する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、更に光に長時間照射した場合の光
電変換効率の低下（光劣化）等を抑制することができ
る。
【０２１４】光起電力素子のｉ型層には本発明の製造方
法が最適である。
【０２１５】Ｓｉ層（１０５，１２６） 本発明の光起電力素子において、Ｓｉ層は発生したキャ
リアを効率よく輸送する重要な層である。
【０２１６】Ｓｉ層の導電型としは、ｉ型、僅かにｐ
型、僅かにｎ型が使用できる。
【０２１７】本発明の光起電力素子のＳｉ層としては、
シリコン原子を含有したもので、ａ−Ｓｉ：Ｈ，ａ−Ｓ
ｉ：ＨＸ，ａ−ＳｉＧｅ：Ｈ，ａ−ＳｉＧｅ：ＨＸ，ａ
−ＳｉＯ：Ｈ，ａ−ＳｉＮ：Ｈ，ａ−ＳｉＯＮ：ＨＸ等
が挙げられ、ａ−Ｓｉ：Ｈ，ａ−Ｓｉ：ＨＸが最適であ
る。
【０２１８】Ｓｉ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、Ｓｉ型層の未結合手を補
償する働きをし、Ｓｉ型層でのキャリアの移動度と寿命
の積を向上させるものである。またｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ
／ｉ界面）、Ｓｉ／ｎ界面（ｎ／Ｓｉ界面）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。Ｓｉ層に含有される水素原子または／及びハロ
ゲン原子は１〜３０ａｔ％が最適な含有量として挙げら
れる。
【０２１９】特に、ｉ／Ｓｉ界面（Ｓｉ／ｉ界面）近
傍、Ｓｉ／ｎ界面（ｎ／Ｓｉ界面）近傍のＳｉ層で水素
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。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１〜１０
ａｔ％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。
【０２２０】加えてＳｉ層に炭素原子及び／または酸素
及び／または窒素を１０００ｐｐｍ以下、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、シリコン原子とゲル
マニウム原子とを含有するｉ型層と第２のｎ型層（ｎ型
層）の構成比が急激に異なっているため、該Ｓｉ層に残
留歪が多くなる傾向になるものと考えられる。このよう
な系に炭素原子または／及び酸素原子または／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。炭素原子または／及び酸素原子または／及び
窒素原子の層厚方向での分布としては、ｉ／Ｓｉ界面
（Ｓｉ／ｉ界面）からＳｉ／ｎ界面（ｎ／Ｓｉ界面）に
向かって減少している分布が好ましいものである。
【０２２１】更にこのような水素原子（または／及びハ
ロゲン原子）及び炭素原子または／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。
【０２２２】Ｓｉ層の層厚は、本発明の光起電力素子に
おける重要な因子であり、３０ｎｍ以下が最適な層厚で
ある。
【０２２３】Ｓｉ層の堆積速度は、本発明の光起電力素
子における重要な因子であり、２ｎｍ／ｓｅｃ以下が最
適な堆積速度である。
【０２２４】さらにＳｉ層の堆積方法としては、ＲＦプ
ラズマＣＶＤ法が最適であるが、光ＣＶＤ法も用いるこ
とができる。
【０２２５】Ｓｉ層をＲＦプラズマＣＶＤ法を用いて堆
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法で堆積する場合、堆積室
内の基板温度は、１００〜４５０℃、内圧は、０．１〜
１０Ｔｏｒｒ、ＲＦパワーは、０．００５〜０．１Ｗ／
ｃｍ2 、が最適条件として挙げられる。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。
【０２２６】原料ガスとしては、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、前述した化合
物（Ｓｉ）が挙げられる。
【０２２７】ゲルマニウム原子を含有するガスとして
は、前述した化合物（Ｇｅ）が挙げられる。
【０２２８】炭素含有ガスとしては、前述した化合物
（Ｃ）が挙げられる。
【０２２９】窒素含有ガスとしては、前述した化合物
（Ｎ）が挙げられる。
【０２３０】酸素含有ガスとしては、前述した化合物
（Ｏ）が挙げられる。
【０２３１】導電型を僅かにｐ型にするために導入され
る物質としては周期律表第ＩＩＩ族原子が挙げられ、導
電型を僅かにｎ型にするために導入される物質としては
周期律表第Ｖ族原子または／及び第ＶＩ族原子が挙げら
れる。
【０２３２】第１ＩＩ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、前述した化合物（ＩＩ
Ｉ）を挙げることができる。特にＢ2 Ｈ6 ，ＢＦ3 が適
している。
【０２３３】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、前述した化合物（Ｖ）を挙げることが
できる。特にＰＨ3 ，ＰＦ5 が適している。
【０２３４】第ＶＩ族原子導入用の出発物質として有効
に使用されるのは、前述した化合物（ＶＩ）が挙げられ
る。
【０２３５】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。
【０２３６】Ｓｉ層を光ＣＶＤ法を用いて堆積する場
合、堆積室内の基板温度は、１００〜４５０℃、内圧は
０．１〜１０Ｔｏｒｒ、光源は低圧水銀ランプ、あるい
はＡｒＦエキシマレーザーなどが挙げられ、さらに水銀
（Ｈｇ）を極微量、堆積室に導入することによって堆積
速度を上げてもよい。
【０２３７】原料ガスとしては、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、前述した化合
物（Ｓｉ）が挙げられる。この場合、低圧水銀ランプを
光源とした場合には、高次シラン、例えばＳｉ2 Ｈ6 ，
Ｓｉ2 ＨnＸ6-n （Ｘ：ハロゲン）などが適している。
【０２３８】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、前述した化合物（Ｇｅ）が挙げられ
る。この場合、低圧水銀ランプを光源とした場合には、
高次ゲルマン、例えばＧｅ2Ｈ6などが適している。
【０２３９】炭素含有ガスとしては、前述した化合物
（Ｃ）が挙げられる。
【０２４０】窒素含有ガスとしては、前述した化合物
（Ｎ）が挙げられる。
【０２４１】酸素含有ガスとしては、前述した化合物
（Ｏ）が挙げられる。
【０２４２】導電型を僅かにｐ型にするために導入され
る物質としては周期律表第１ＩＩ族原子が挙げられ、導
電型を僅かにｎ型にするために導入される物質としては
周期律表第Ｖ族原子または／及び第ＶＩ族原子が挙げら
れる。
【０２４３】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、前述した化合物（ＩＩ
Ｉ）を挙げることができる。特にＢ2 Ｈ6 ，ＢＦ3 が適
している。
【０２４４】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、前述した化合物（Ｖ）を挙げることが
できる。とくにＢ2 Ｈ6 ，ＰＦ3 が適している。
【０２４５】第ＶＩ族原子導入用の出発物質として有効
に使用されるのは、前述した化合物（ＶＩ）が挙げられ
る。
【０２４６】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。
【０２４７】本発明のＳｉ層は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５
５ｍｅＶ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。
【０２４８】本発明のＳｉ層はシリコン原子に水素原子
が１個結合した状態を表す２０００ｃｍ-1のピークの半
値幅は小さいものがよい。
【０２４９】透明電極（１０８，１２８） 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。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。
透明電極は以下のようにして堆積される。
【０２５０】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
（Ｉｎ2 Ｏ3 ）等のターゲットが用いられる。
【０２５１】更にインジウム−スズ酸化物から成る透明
電極を基板上に堆積する金属スズ、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。
【０２５２】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
範囲として挙げれる。また透明電極をスパッタリング法
で堆積する場合の、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。
【０２５３】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０．１〜５０ｍＴｏｒｒが
好ましい範囲として挙げれる。
【０２５４】加えてスパッタリング法の場合の電源とし
てはＤＣ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。
【０２５５】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。
【０２５６】真空蒸着法において透明電極を堆積するの
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。
【０２５７】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。
【０２５８】更に、透明電極を堆積するとき、堆積室を
１０-3Ｔｏｒｒ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。
【０２５９】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。
【０２６０】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。
【０２６１】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な膜となり
透過率、導電率や密着性が低下する。
【０２６２】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。
【０２６３】裏面電極（１０１，１２１） 裏面電極としては、Ｎｉ，Ａｕ，Ｔｉ，Ｐｄ，Ａｇ，Ａ
ｌ，Ｃｕ，ＡｌＳｉ等の可視光から近赤外で反射率が高
く、シリコンと良いオーミックコントクトが形成できる
金属、あるいはこれら合金が適している。これらの金属
は、真空蒸着法、スパッタリング法、メッキ法、印刷法
等で形成するのが望ましい。例えば、真空蒸着法で形成
する場合にはｎ型シリコン基板には、Ｔｉ−Ａｇ、ある
いはＴｉ−Ｐｄ−Ａｇ、あるいはＴｉ−Ｎｉ−Ｃｕが適
しており、ｐ型シリコン基板にはＡｌが適している。メ
ッキ法で形成する場合には、ＮｉあるいはＡｌあるいは
Ｃｒが適しており、さらにメッキ処理後、３００℃〜８
００℃でシンター処理を行うことによって、さらに良好
なオーミックコンタクトが得られ、基板との界面に存在
する界面準位を低減できるものである。また電極のシリ
ーズ抵抗を下げるために、最後にＣｕメッキしてもよ
い。印刷法で形成する場合には、ｎ型シリコン基板に対
してはＡｇペーストを、ｐ型シリコン基板に対してはＡ
ｌペーストをスクリーン印刷機で印刷し、その後、シン
ターすることにより良好なコンタクトを得る。こられの
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。裏面電極の表面を凹凸（テクス
チャー化）にするためには、真空蒸着法の場合には堆積
するときの基板の温度を２００℃以上にし、メッキ法あ
るいは印刷法の場合には裏面電極堆積後に基板温度を２
００℃以上にして熱アニーリングすれば良い集電電極（１０９，１２９） 集電電極の材質及び形成方法は基本的には裏面電極と同
様なものを用いる。しかし、光起電力層であるｉ型層に
効率よく光を入射させ、発生したキャリアを効率よく電
極に集めるためには、集電電極の形（光の入射方向から
見た形）、及び材質は重要である。通常、集電電極の形
は櫛形が使用され、その線幅、線数などは、光起電力素
子の光入射方向から見た形、及び大きさ、集電電極の材
質などによって決定される。線幅は通常、０．１ｍｍ〜
５ｍｍ程度である。材質は通常比抵抗の小さい、Ａｇ，
Ｃｕ，Ａｌ，Ｃｒなどが用いられる。
【０２６４】続いて本発明の発電システムを説明する。
【０２６５】本発明の光起電力素子を利用したシステム
は、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蓄電池及び／または外部負
荷への前記光起電力素子からの電力の供給を制御する制
御システムと、前記光起電力素子からの電力の蓄積及び
／または外部負荷への電力の供給を行う蓄電池と、から
構成されている。
【０２６６】図２０は本発明の電力供給システムの１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（ＣＤ）
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。
【０２６７】逆流防止ダイオードとしてはゲルマニウム
ダイオードや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れる。
【０２６８】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。
【０２６９】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。
【０２７０】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
合にお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。
【０２７１】
【実施例】以下、太陽電池の作製によって本発明の起電
力素子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。
【０２７２】（実験例１） まず、キャスティング法によって製造したｎ型の多結晶
シリコン基板を用いて、図１（ａ）の太陽電池を作製し
た。
【０２７３】５０×５０ｍｍ2 の基板をＨＦとＨＮＯ3
（Ｈ2 Ｏで１０％に希釈した）水溶液に数秒間浸し、純
水で洗浄した。次にアセトンとイソプロパノールで超音
波洗浄し、さらに純水で洗浄し、温風乾燥させた。
【０２７４】次に、図６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、基板上に半導体層を作製した。以下に
その作製手順を記す。
【０２７５】図中の２０４１〜２０４８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ＧｅＨ4 ガス（純度９
９．９９９％）ボンベ、２０４３はＨ2 ガス（純度９
９．９９９９％）ボンベ、２０４４はＨ2 ガスで１００
ｐｐｍ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Ｈ
2 ガスで１００ｐｐｍに希釈されたＢ2 Ｈ6 （純度９
９．９９％、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、２０４８はＨ2 で１％に希釈され
たＣＨ4 ガス（純度９９．９９９％、以下「ＣＨ4 ／Ｈ
2 」と略記する）ボンベである。予め、ガスボンベ２０
４１〜２０４８を取り付ける際に、各々のガスを、バル
ブ２０２１〜２０２８までのガス配管内に導入し、圧力
調整器２０３１〜２０３８により各ガス圧力を２ｋｇ／
ｃｍ2に調整した。
【０２７６】次に、基板４０４の裏面を加熱ヒーター４
０５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２００１〜２００８、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１×１０-4Ｔｏｒｒになった時点でバルブ２００
１〜２００８を閉じ、２０３１〜２０３８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〜
２０１８内に導入した。
【０２７７】以上のようにして成膜の準備が完了した
後、基板の水素プラズマ処理を行い、基板４０４上に第
１のｐ型層、ｎ型層、Ｓｉ層、ｉ型層、第２のｐ型層の
形成を行なった。
【０２７８】まず、水素プラズマ処理を行なうには、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５００ｓｃｃｍ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
室の圧力が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で調整し、基板４０４の
温度が５５０℃になるように加熱ヒーター４０５を設定
し、基板温度が安定したところでシャッター４１５が閉
じられていることを確認し、マイクロ波（μＷ）電源を
０．２０Ｗ／ｃｍ3 に設定し、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、水素プラ
ズマ処理を開始した。３０分間経過したことろでシャッ
ターを閉じ、μＷ電源を切り、グロー放電を止め、水素
プラズマ処理を終えた。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。
【０２７９】次に、第１のｐ型層を形成するには、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。堆積室の
圧力が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、
基板温度が安定したところでさらにバルブ２００１、２
００５を徐々に開いて、ＳｉＨ4 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５ｓｃｃｍ、Ｈ2 ガス流量が１００ｓｃｃ
ｍ、Ｂ2 Ｈ6／Ｈ2 ガス流量が５００ｓｃｃｍとなるよ
うに各々のマスフローコントローラーで調節した。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。シャッター４１５が閉じられていることを
確認し、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４１
５を開け、基板上に第１のｐ型層の形成を開始した。層
厚１００ｎｍの第１のｐ型層を作製したことろでシャッ
ターを閉じ、ＲＦ電源を切り、グロー放電を止め、第１
のｐ型層の形成を終えた。バルブ２００１、２００５を
閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4 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内および配管内を真空排気した。
【０２８０】ｎ型層を形成するには、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になるようにコンダクタンスバルブで調整し、基板４
０４の温度が３５０℃になるように加熱ヒーター４０５
を設定した。基板温度が安定したところで、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４０１内に流入させた。この
時、ＳｉＨ4 ガス流量が２ｓｃｃｍ、Ｈ2 ガス流量が１
００ｓｃｃｍ、ＰＨ3 ／Ｈ2 ガス流量が２００ｓｃｃｍ
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、１．０Ｔｏｒｒとなるよ
うにコンダクタンスバルブ４０７の開口を調整した。Ｒ
Ｆ電源の電力を０．０１Ｗ／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、第１のｐ型層上にｎ型層の作製を開始
し、層厚３０ｎｍ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４
０１内およびガス配管内を真空排気した。
【０２８１】次に、Ｓｉ層を形成するには、バルブ２０
０３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５０ｓｃ
ｃｍ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１．５Ｔｏｒｒになるように
コンダクタンスバルブで調整し、基板４０４の温度が２
７０℃になるように加熱ヒーター４０５を設定した。基
板温度が安定したところで、さらにバルブ２００１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
ントローラーで調節した。堆積室４０１内の圧力は、
１．５Ｔｏｒｒとなるようにコンダクタンスバルブ４０
７の開口を調整した。ＲＦ電源の電力を０．０１Ｗ／ｃ
ｍ3 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、ｎ型層上にＳ
ｉ層の作製を開始し、堆積速度０．１５ｎｍ／ｓｅｃ、
層厚１０ｎｍのＳｉ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、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、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。
【０２８２】次にｉ型層を作製するには、バルブ２００
３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、基板温度が安定したこと
ろでさらにバルブ２００１、２００２を徐々に開いて、
ＳｉＨ4 ガス、ＧｅＨ4 ガスを堆積室４０１内に流入さ
せた。この時ＳｉＨ4 ガス流量が１２０ｓｃｃｍ、Ｇｅ
Ｈ4 ガス流量３０ｓｃｃｍ、Ｈ2 ガス流量が３００ｓｃ
ｃｍ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４０３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、Ｓｉ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７に示した流
量変化パターンに従ってＳｉＨ4 ガス、ＧｅＨ4ガスの
流量を変化させ、層厚１８０ｎｍのｉ型層を作製したこ
とろで、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を閉じて、堆積室４０１
内へのＳｉＨ4 ガス、ＧｅＨ4 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内および配管内を真空
排気した。
【０２８３】次に、第２のｐ型層を形成するには、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２．０Ｔｏｒｒになるようにコンダクタンスバ
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４０５を設定し、基板温度が安定したこと
ろでさらにバルブ２００１、２００５を徐々に開いて、
ＳｉＨ4 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、
Ｈ2 ガス流量が１００ｓｃｃｍ、Ｂ2 Ｈ6／Ｈ2 ガス流
量が１００ｓｃｃｍとなるように各々のマスフローコン
トローラーで調節した。堆積室４０１内の圧力は、２．
０Ｔｏｒｒとなるようにコンダクタンスバルブ４０７の
開口を調整した。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型層上に第２のｐ型層の形成を開
始した。層厚１０ｎｍの第２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、第２のｐ型層の形成を終えた。バルブ２００１、２
００５を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4 ガス、Ｂ
2 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、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。
【０２８４】次に、第２のｐ型層上に、透明電極とし
て、層厚７０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3＋ＳｎＯ2 ）を通
常の真空蒸着法で真空蒸着した。
【０２８５】次に透明電極上に銀（Ａｇ）からなる層厚
５μｍの集電電極を通常の真空蒸着法で真空蒸着した。
【０２８６】次に基板の裏面にＡｇ−Ｔｉからなる層厚
３μｍの裏面電極を通常の真空蒸着法で真空蒸着した。
【０２８７】以上でこの太陽電池の作製を終えた。この
太陽電池を（ＳＣ実１）と呼ぶことにし、第１のｐ型
層、ｎ型層、Ｓｉ層、ｉ型層、第２のｐ型層の作製条件
を表１に示す。
【０２８８】（比較例１） ｉ型層を形成する際に、ＳｉＨ4 ガス流量及びＧｅＨ4
ガス流量を、図８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変化させた以外は、実験例１
と同じ条件、同じ手順で太陽電池を作製した。この太陽
電池を（ＳＣ比１）と呼ぶことにする。
【０２８９】（実験例例１−１） ｉ型層を形成する際に、μＷ電力を０．５Ｗ／ｃｍ3 に
する以外は、実験例１と同じ条件、同じ手順で太陽電池
を作製した。この太陽電池を（ＳＣ実１−１）と呼ぶこ
とにする。
【０２９０】（実験例１−２） ｉ型層を形成する際に、ＲＦ電力を０．１５Ｗ／ｃｍ3
にする以外は、実験例１と同じ条件、同じ手順で太陽電
池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ実１−２）と呼ぶ
ことにする。
【０２９１】（実験例１−３） 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、実験例１
と同じ条件、同じ手順で太陽電池を作製した。この太陽
電池を（ＳＣ実１−３）と呼ぶことにする。
【０２９２】（実験例１−４） 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、実験例１と同じ条件、同じ手順で太
陽電池を作製した。この太陽電池を（ＳＣ実１−４）と
呼ぶことにする。
【０２９３】（実験例１−５） Ｓｉ層を形成する際に、堆積速度を３ｎｍ／ｓｅｃにす
る以外は、実験例１と同じ条件、同じ手順で太陽電池を
作製した。この太陽電池を（ＳＣ実１−５）と呼ぶこと
にする。
【０２９４】（実験例１−６） Ｓｉ層を形成する際に、層厚を４０ｎｍにする以外は、
実験例１と同じ条件、同じ手順で太陽電池を作製した。
この太陽電池を（ＳＣ実１−６）と呼ぶことにする。
【０２９５】作製した太陽電池（ＳＣ実１）、（ＳＣ比
１）及び（ＳＣ実１−１）〜（ＳＣ実１−６）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。
【０２９６】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−１特性を測定することにより得られ
る。測定の結果、（ＳＣ実１）の太陽電池に対して、
（ＳＣ比１）及び（ＳＣ実１−１）〜（ＳＣ実１−６）
の初期光電変換効率は以下のようになった。 （ＳＣ比１） ０．３６倍 （ＳＣ実１−１） ０．６２倍 （ＳＣ実１−２） ０．８１倍 （ＳＣ実１−３） ０．６４倍 （ＳＣ実１−４） ０．７６倍 （ＳＣ実１−５） ０．７５倍 （ＳＣ実１−６） ０．８１倍 耐久性の測定は、作製した太陽電池を、湿度７０％、温
度６０℃の暗所に設置し、３６００ｒｐｍで振幅０．１
ｎｍの振動を２４時間加えた後の、ＡＭ１．５（１００
ｍＷ／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）より行った。
測定の結果、（ＳＣ実１）の太陽電池に対して、（ＳＣ
比１）及び（ＳＣ実１−１）〜（ＳＣ実１−６）の光電
変換効率の低下は以下のようなった。 （ＳＣ比１） ０．７３倍 （ＳＣ実１−１） ０．９４倍 （ＳＣ実１−２） ０．９１倍 （ＳＣ実１−３） ０．９２倍 （ＳＣ実１−４） ０．９５倍 （ＳＣ実１−５） ０．９１倍 （ＳＣ実１−６） ０．８９倍 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、ＳｉＨ4 ガス流量
及びＧｅＨ4 ガス流量を、表２に示す値とした以外は、
実験例１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。これ
らのサンプルを（ＳＰ１−１）〜（ＳＰ１−７）と呼ぶ
ことにする。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Ｇｅ（ゲルマニウム）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 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Ｇｅ
原子の組成比を測定した。
【０２９７】バンドギャップと組成分析の結果を表２と
図９に示す。
【０２９８】次に、作製した太陽電池（ＳＣ実１）、
（ＳＣ比１）及び（ＳＣ実１−１）〜（ＳＣ実１−６）
のｉ型層におけるＳｉ原子とＧｅ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。
【０２９９】次に、層厚１μｍのＳｉ層のサンプルを作
製し、バンドギャップを上記を方法で求めたところ、
１．７５（ｅＶ）であった。このサンプルを（ＰＳ１−
８）と呼ぶことにする。
【０３００】（ＳＰ１−１）〜（ＳＰ１−７）、（ＳＰ
１−８）により求めたＳｉ原子とＧｅ原子の組成比とバ
ンドギャップの関係より、ｉ型層と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１０に示
す。図１０から分かる通り、（ＳＣ実１）、（ＳＣ実１
−１）〜（ＳＣ実１−６）の太陽電池では、バンドギャ
ップの極小値の位置がｉ型層の中央位置よりｐ／ｉ界面
方向に片寄っており、（ＳＣ比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
ｉ／Ｓｉ界面方向に片寄っていることが分かった。
【０３０１】以上、（ＳＣ実１）、（ＳＣ比１）及び
（ＳＣ実１−１）〜（ＳＣ実１−６）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、Ｓ
ｉを含む原料ガス（この場合にはＳｉＨ4 ガス）とＧｅ
を含む原料ガス（この場合にはＧｅＨ4 ガス）の流量比
に依存することが分かった。
【０３０２】（実験例１−７） 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、他の条件は実験例１と同じにして、太陽
電池を幾つか作製した。図１１はμＷ電力と堆積速度の
関係で、堆積速度はＲＦ電力に依存せず、μＷ電力が
０．３２Ｗ／ｃｍ2 以上では一定で、この電力で原料ガ
スであるＳｉＨ4 ガスとＧｅＨ4 ガスが１００％分解さ
れていることが分かった。ＡＭ１．５（１００ｍＷ／ｃ
ｍ2 ）光を照射したときの太陽電池の初期光電変換効率
を測定したことろ、図１２に示すような結果となった。
この図中の曲線は実験例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Ｓ
ｉＨ4 ガスおよびＧｅＨ4 ガスを１００％分解するμＷ
電力（０．３２Ｗ／ｃｍ3 ）以下で、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。
【０３０３】（実験例１−８） 実験例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、ＧｅＨ4 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太陽電池を幾つか作製し
た。他の条件は実験例１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、実験例１−７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ＧｅＨ4 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１２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ＧｅＨ4 ガスを１０
０％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。
【０３０４】（実験例１−９） 実験例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、ＧｅＨ4
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太
陽電池を幾つか作製した。他の条件は実験例１と同じに
した。
【０３０５】堆積速度とμＷで、ＲＦ電力との関係を調
べたところ、実験例１−７と同様に堆積温度は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Ｇ
ｅＨ4 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１２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／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。
【０３０６】（実験例１−１０） 実験例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
条件は実験例１と同にして、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図１３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
が減少していることが分かった。
【０３０７】（実験例１−１１） 実験例１でＳｉ層を形成する際、ＳｉＨ4 ガス流量、Ｒ
Ｆ電力を変えることによって、堆積速度をいろいろ変
え、他の条件は実験例１と同じにして、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、Ｓｉ層の堆積速度
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。
【０３０８】（実験例１−１２） 実験例１でＳｉ層を形成する際、層厚をいろいろ変え、
他の条件は実験例１と同じにして、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、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。
【０３０９】以上見られるように本実験例の太陽電池
が、太陽電池（ＳＣ比１）よりもさらに優れた特性を有
することが実証された。
【０３１０】（実験例２） 実験例１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
率および耐久性を実験例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ＧｅＨ4 ガス流量の変
化パターン以外は実験例１と同じにした。図１４にＳｉ
Ｈ4 ガス流量とＧｅＨ4 ガス流量の変化パターンを変え
たとき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、（Ｓ
Ｃ実２−１）〜（ＳＣ実２−５）に従ってｐ／ｉ界面か
らｉ／Ｓｉ界面に向かって変化させたものである。（Ｓ
Ｃ実２−６）、（ＳＣ実２−７）は（ＳＣ実２−１）の
バンドギャップの極小値を変化させたものである。（Ｓ
Ｃ実２−８）〜（ＳＣ実２−１０）はバンドのパターン
を変えたものである。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。（（ＳＣ実２−１）を基準とした）。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。
【０３１１】（実験例３） 第２のｐ型層をマイクロ波ＣＶＤ法で形成した太陽電池
を作製した。ｐ型層を形成する際、ＳｉＨ4 ガスを１０
ｓｃｃｍ、ＣＨ4 ／Ｈ2 ガスを１００ｓｃｃｍ、Ｂ2 Ｈ
6／Ｈ2 ガスを２００ｓｃｃｍ堆積室に流入させ、基板
温度１６０℃、堆積室の圧力を０．０１Ｔｏｒｒ，μＷ
電力を０．３０Ｗ／ｃｍ2 に設定した。第２のｐ型層以
外は実験例１と同じにした。作製した太陽電池（ＳＣ実
３）は（ＳＣ実１）と同様、太陽電池（ＳＣ比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。
【０３１２】（実験例４） ｐ型の多結晶シリコン基板を用いて、図１（ｂ）の太陽
電池を作製した。基板の水素プラズマ処理を行い、基板
上に第１のｎ型層、ｐ型層、ｉ型層、Ｓｉ層、第２のｎ
型層を順次形成した。表４に形成条件を記す。ｉ型層を
形成する際、ＳｉＨ4 ガス流量とＧｅＨ4 ガス流量は図
８のパターンのように変化させ、ｐ／ｉ界面よりにバン
ドギャップの極少値がくるようにし、Ｓｉ層の堆積速度
は０．１５ｎｍ／ｓｅｃにした。基板、および半導体層
以外の層は実験例１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４）は（ＳＣ実１）と
同様、太陽電池（ＳＣ比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。
【０３１３】（実験例５） 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である太陽電池を作製し
た。図１５（ａ）にｉ型層の流量変化パターンを示す。
【０３１４】ｉ型層の流量変化パターンを変える以外は
実験例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験例１と同様な方法で行
い、図９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１５（ｂ）のような結果となっ
た。作製した太陽電池（ＳＣ実５）は（ＳＣ実１）と同
様、太陽電池（ＳＣ比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。
【０３１５】（比較例５） ｉ型層のｐ／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太
陽電池をいくつか作製した。領域の厚さ以外は実験例５
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、実験
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。
【０３１６】（実験例６） ｉ／Ｓｉ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である太陽電池を作製
した。図１５（ｃ）にｉ型層の流量変化パターンを示
す。ｉ型層の流量変化パターンを変える以外は実験例１
と同じ条件、同じ方法を用いて作製した。次に太陽電池
の組成分析を実験例１と同様な方法で行い、図９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１５（ｄ）のような結果となった。作製した太
陽電池（ＳＣ実６）は（ＳＣ実１）と同様、太陽電池
（ＳＣ比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。
【０３１７】（比較例６） ｉ型層のｉ／Ｓｉ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
太陽電池をいくつか作製した。領域の厚さ以外は実験例
６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以下では実験
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。
【０３１８】（実験例７） ｉ型層を形成する際、μＷ電力を変化させた太陽電池を
作製した。ｉ型層を形成する際、ＳｉＨ4 ガス流量を１
１０ｓｃｃｍ、ＧｅＨ4 ガス流量を４０ｓｃｃｍと一定
とし、変化させず、さらに図１６（ａ）のようにμＷ電
力を変化させる以外は実験例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７）は
（ＳＣ実１）と同様、太陽電池（ＳＣ比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。実験例１と同様な方法を用いこの太陽電池
（ＳＣ実７）の層厚方向に対するｉ型層のバンドギャッ
プの変化を求めたところ、図１６（ｂ）のような結果と
なった。ｉ型層を形成する際、導入されるμＷ電力を変
化させることによって、層厚方向に対して、ｉ型層のバ
ンドギャップを変化させうることが分かった。
【０３１９】（実験例８−１：実施例） ｉ型層に酸素原子が含有されている太陽電池を作製し
た。ｉ型層を形成する際、実験例１で流すガスの他に、
Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入す
る以外は実験例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８−１）は（ＳＣ実
１）と同様、太陽電池（ＳＣ比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。
【０３２０】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、１×１０19
（個／ｃｍ3 ）であることが分かった。
【０３２１】（実験例８−２：実施例） ｉ型層に窒素原子が含有されているシリコン太陽電池を
作製した。ｉ型層を形成する際、実験例１で流すガスの
他に、ＮＨ3／Ｈ2ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に
導入する以外は実験例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８−２）は（Ｓ
Ｃ実１）と同様、太陽電池（ＳＣ比１）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。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。
【０３２２】（実験例８−３：実施例） ｉ型層型層に炭素原子が含有されているシリコン太陽電
池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例１で流すガ
スの他に、ＣＨ4 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０
１内に導入する以外は実験例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８−３）
は（ＳＣ実１）と同様、太陽電池（ＳＣ比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。また、ｉ型層中の炭素原子の含有量をＳ
ＩＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、１×１０
18（個／ｃｍ3 ）であることが分かった。
【０３２３】（実験例９−１：実施例） ｉ型層に酸素原子および窒素原子が含有されている太陽
電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例１で流す
ガスの他に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃｍ、ＮＨ3 ／Ｈ
2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以外は
実験例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９−１）は（ＳＣ実１）と同
様、太陽電池（ＳＣ比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。
【０３２４】（実験例９−２：実施例） ｉ型層に窒素原子および炭素原子が含有されている太陽
電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例１で流す
ガスの他ににＮＨ3 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、ＣＨ4 ／
Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以外
は実験例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９−２）は（ＳＣ実１）と同
様、太陽電池（ＳＣ比１）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。
【０３２５】（実験例９−３：実施例） ｉ型層に炭素原子および酸素原子が含有されている太陽
電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例１で流す
ガスの他に、ＣＨ4 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、Ｏ2 ／Ｈ
ｅガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以外は
実験例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９−３）は（ＳＣ実１）と同
様、太陽電池（ＳＣ比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。
【０３２６】（実験例１０：実施例） ｉ型層酸素原子、窒素原子および炭素原子が含有されて
いる太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例
１で流すガスの他に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃｍ、Ｎ
Ｈ3 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、ＣＨ4 ／Ｈ2 ガスを５ｓ
ｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以外は実験例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１０）は（ＳＣ実１）と同様、太陽電池（Ｓ
Ｃ比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。
【０３２７】（実験例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
ている太陽電池を作製した。Ｏ2 ／ＨｅガスボンベをＳ
ｉＦ4 ガス（純度９９．９９９％）ボンベに交換し、ｉ
型層を形成する際、図１７（ａ）の流量パターンに従っ
て、ＳｉＨ6 ガス、ＧｅＨ4 ガス、ＳｉＦ4 ガスの流量
を変化させた。実験例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１７（ｂ）に示す。
【０３２８】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１７（ｃ）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。この太陽電池（ＳＣ実１
１）の初期光電変換効率と耐久特性を求めたところ、実
験例１の太陽電池と同様、太陽電池（ＳＣ比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。
【０３２９】（実験例１２） 図６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）とゲルマニウム原
子含有ガス（ＧｅＨ4 ガス）を堆積室から１ｍの距離の
ところで混合させる以外は実験例１と同じ方法、同じ手
順で太陽電池（ＳＣ実１２）を作製した。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。
【０３３０】（実験例１３） 第１のｐ型層をガス拡散法で作製し、ｉ型層を形成する
際、ＳｉＨ4 ガスの代わりにＳｉ2 Ｈ6 （ジシラン）ガ
スを用い、さらにＲＦ電極４１０に正のＤＣバイアスを
印加し、ＲＦ電力、ＤＣバイアス、μＷ電力を変化させ
た太陽電池を作製した。まず、ＮＨ3 ／Ｈ2 ガスボンベ
を水素で１０％に希釈されたＢＢｒ3 ガス（純度９９．
９９９％以下、「ＢＢｒ3 ／Ｈ2 ガス」と略記する。）
ボンベに交換し、Ｏ2 ／Ｈ2 ｅガスボンベをＳｉ2 Ｈ6
ガス（純度９９．９９％）ボンベに交換した。第１のｐ
型層を形成する際、基板温度９００℃、ＢＢｒ3 ／Ｈ2
ガス流量５００ｓｃｃｍ、内圧３０Ｔｏｒｒの拡散条件
で、Ｂを拡散した。接合深さが約３００ｎｍになったと
ころで、ＢＢｒ3 ／Ｈ2 ガスの導入を止め、実験例１と
同じ条件のｎ型層を形成した。次にｉ型層を形成する
際、Ｓｉ2Ｈ6ガス流量を図１８（ａ）のように変化さ
せ、ＲＦ電極４１０に正のＤＣバイアスを印加し、ＲＦ
電力、ＤＣバイアス、μＷ電力を図１８（ｂ）に示すよ
うに変化させた太陽電池を作製した。他は実験例１と同
様に行った。作製した太陽電池（ＳＣ実１３）は（ＳＣ
実１）と同様、太陽電池（ＳＣ比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。
【０３３１】（実験例１４） 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図６の製
造装置を使用して、図１９のトリプル型太陽電池を作製
した。
【０３３２】基板は、キャスティング法によって製造し
たｎ型の多結晶シリコン基板を用いた。
【０３３３】５０×５０ｍｍ2 の基板の片面を温度１０
０℃の１％ＮａＯＨ水溶液に５分間浸し、純水で洗浄し
た。ＮａＯＨに浸された面を走査型電子顕微鏡（ＳＥ
Ｍ）で観察したところ、表面にはピラミッド構造を有す
る凹凸が形成されており、基板がテクスチャー化（Ｔｅ
ｘｔｕｒｅｄ）されていることが分かった。次にアセト
ンとイソプロパノールで超音波洗浄し、さら純水で洗浄
し、温風乾燥させた。
【０３３４】実験例１と同様な手順、同様な方法で基板
の水素プラズマ処理を行い、基板のテクスチャー面上に
第１のｐ型層を形成し、さらに第１のｎ型層、Ｓｉ層、
第１のｉ型層、第２のｐ型層、第２のｎ型層、第２のｉ
型層、第３のｐ型層を順次形成した。第１のｉ型層を形
成する際、図７のような流量変化パターンに従ってＳｉ
Ｈ4 ガス流量、ＧｅＨ4 ガス流量を変化させ、Ｓｉ層の
堆積速度は０．１５ｎｍ／ｓｅｃにした。
【０３３５】次に、第３のｐ型層上に、実験例１と同様
に透明電極として、層厚７０ｎｍのＩＴＯ（Ｉｎ2Ｏ3
＋ＳｎＯ2 ）を通常の真空蒸着法で真空蒸着した。
【０３３６】次に、実験例１と同様に透明電極上に銀
（Ａｇ）からなる層厚５μｍの集電電極を通常の真空蒸
着法で真空蒸着した。
【０３３７】次に、実験例１と同様に基板の裏面にＡｇ
−Ｔｉからなる層厚３μｍ裏面電極を通常の真空蒸着法
で真空蒸着した。
【０３３８】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１４）と呼ぶことにし、各半導体層の作製条件
を表５に記す。
【０３３９】（比較例１４） 図１９の第１のｉ型層を形成する際、図８の流量変化パ
ターンに従って、ＳｉＨ4 ガス流量、ＧｅＨ4 ガス流量
を変化させる以外は実験例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）と呼ぶことにする。
【０３４０】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験例１と同様な方法で測
定したところ、（ＳＣ実１４）はトリプル型太陽電池
（ＳＣ比１４）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。
【０３４１】（実験例１５） 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図６の製
造装置を使用して、実験例１の太陽電池を作製し、モジ
ュール化し、発電システムに応用した。
【０３４２】実験例１と同じ条件、同じ方法、同じ手順
で５０×５０ｍｍ2 の太陽電池（ＳＣ実１）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、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
率を実験例１と同様な方法で測定しておいた。モジュー
ルを図２０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。
【０３４３】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１５）と呼ぶことにす
る。
【０３４４】（比較例１５−１） 太陽電池（ＳＣ比１）を比較例１と同じ条件、同じ方
法、同じ手順で６５個作製し、実験例１５と同様にモジ
ュール化した。このモジュールを（ＭＪ比１５）と呼ぶ
ことにする。実験例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。
【０３４５】その結果、（ＭＪ比１５）の比劣化率は
（ＭＪ実１５）に対して次のような結果となった。
【０３４６】 モジュール 光劣化率の比 ＭＪ実１５ １．００ ＭＪ比１５ ０．８９ 以上の結果より本発明の太陽電池モジュールのほうが比
較例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。
【０３４７】（実験例１６） 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図６の製
造装置を使用して、ｐ／ｉ界面に第２のＳｉ層を有する
図２１の太陽電池を作製した。
【０３４８】実験例１と同様に、キャスティング法によ
って製造した、５０×５０ｍｍ2 のｎ型多結晶シリコン
基板をＨＦとＨＮＯ3 （Ｈ2 Ｏで１０％に希釈した）水
溶液に数秒間浸し、純水で洗浄した。次にアセトンとイ
ソプロパノールで超音波洗浄し、さらに純水で洗浄し、
温風乾燥させた。
【０３４９】実験例１と同様な手順、同様な方法で基板
の水素プラズマ処理を行い、基板上に第１のｐ型層を形
成し、さらに第１のｎ型層、第１のＳｉ層、ｉ型層、第
２のＳｉ層、第２のｐ型層を順次形成した。ｉ型層を形
成する際、図７のような流量変化パターンに従ってＳｉ
Ｈ4 ガス流量、ＧｅＨ4 ガス流量を変化させ、第１のＳ
ｉ層、第２のＳｉ層の堆積速度は０．１５ｎｍ／ｓｅ
ｃ、層厚は１０ｎｍにした。
【０３５０】次に、実験例１と同様にして、第２のｐ型
層上に透明電極、集電電極、また基板裏面に裏面電極を
形成した。この太陽電池を（ＳＣ実１６）と呼ぶことに
し、各半導体層の作製条件を表６に記す。
【０３５１】作製した太陽電池の初期光電変換効率と耐
久特性を実験例１と同様な方法で測定したところ、（Ｓ
Ｃ実１６）は（ＳＣ実１）と同様、太陽電池（ＳＣ比
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。
【０３５２】（実験例１７） キャスティング法によって製造したｎ型の多結晶シリコ
ン基板を用いて、ｉ型層にＰ，Ｂ原子を含有させた図１
（ａ）に示す太陽電池を作製した。
【０３５３】実験例１と同様な基板を用い、同様に成膜
の準備を完了した後、基板の水素プラズマ処理を行い、
基板上に、第１のｐ型層、ｎ型層、Ｓｉ層、ｉ型層、第
２のｐ型層の形成を行った。ｉ型層以外は実験例１と同
じ方法、条件で作製した。
【０３５４】ｉ型層を作製するには、バルブ２００３を
除々に開けて、Ｈ2 ガスを堆積室４０１内に導入し、Ｈ
2 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になるようにコンダクタンスバルブで
調節し、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、基板温度が安定したところで
さらにバルブ２００１、２００２、２００４、２００５
を除々に開けて、ＳｉＨ4 ガス、ＧｅＨ4 ガス、ＰＨ3
／Ｈ2 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１２０ｓｃｃ
ｍ、ＧｅＨ4 ガス流量が３０ｓｃｃｍ、Ｈ2ガス流量が
３００ｓｃｃｍ、ＰＨ3 ／Ｈ2 ガス流量が２ｓｃｃｍ、
Ｂ2 Ｈ6 ／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節した。堆積室４０１
内の圧力は、０．０１Ｔｏｒｒとなるようにコンダクタ
ンスバルブ４０７の開口を調節した。次に、ＲＦ電源４
０３の電力を０．４０Ｗ／ｃｍ3 に設定し、ＲＦ電極に
印加した。その後、不図示のμＷ電源の電力を０．２０
Ｗ／ｃｍ3に設定し、誘電体窓４１３を通して堆積室４
０１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、Ｓｉ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せたコンピューター
を用い、図７に示した流量変化パターンに従ってＳｉＨ
4 ガス、ＧｅＨ4 ガスの流量を変化させ、層厚１８０ｎ
ｍのｉ型層を作製したところで、シャッターを閉じ、μ
Ｗ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、２００
２、２００４、２００５を閉じて、堆積室４０１内への
ＳｉＨ4 ガス、ＧｅＨ4 ガス、ＰＨ3 ／Ｈ2 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。
【０３５５】この太陽電池を（ＳＣ実１７）と呼ぶ （比較例１７） ｉ型層を形成する際に、ＳｉＨ4 ガス流量及びＧｅＨ4
ガス流量を、図８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節した以外は実験例１７と
同じ条件、同じ手順で太陽電池を作製した。この太陽電
池を（ＳＣ比１７）と呼ぶことにする。
【０３５６】（実験例１７−１） ｉ型層を形成する際、ＰＨ3 ／Ｈ2 ガスを流さない以外
は実験例１７と同様な方法、同様な手順で太陽電池を作
製した。この太陽電池を（ＳＣ実１７−１）と呼ぶこと
にする。
【０３５７】（実験例１７−２） ｉ型層を形成する際、Ｂ2 Ｈ6 ／Ｈ2 ガスを流さない以
外は実験例１７と同様な方法、同様な手順で太陽電池を
作製した。この太陽電池を（ＳＣ実１７−２）と呼ぶこ
とにする。
【０３５８】太陽電池（ＳＣ実１７）、（ＳＣ比１
７）、（ＳＣ実１７−１）、（ＳＣ実１７−２）の初期
光電変換効率（光起電力／入射電力）及び耐久特性の測
定を行った。
【０３５９】測定の結果、（ＳＣ実１７）の太陽電池に
対して、（ＳＣ比１７）、（ＳＣ実１７−１）及び（Ｓ
Ｃ実１７−２）の初期光電変換効率は以下のようになっ
た。
【０３６０】 （ＳＣ比１７） ０．８２倍 （ＳＣ実１７−１） ０．９２倍 （ＳＣ実１７−２） ０．９３倍 耐久特性の測定の結果、（ＳＣ実１７）の太陽電池に対
して、（ＳＣ比１７）、（ＳＣ実１７−１）及び（ＳＣ
実１７−２）の光電変換効率の低下は以下のようになっ
た。
【０３６１】 （ＳＣ比１７） ０．８２倍 （ＳＣ実１７−１） ０．９１倍 （ＳＣ実１７−２） ０．９２倍 次に、太陽電池（ＳＣ実１７）、（ＳＣ比１７）、（Ｓ
Ｃ実１７−１）及び（ＳＣ実１７−２）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。
【０３６２】 （ＳＣ実１７） P/(Si+C)〜3ppm B/(Si+C)〜10ppm （ＳＣ比１７） P/(Si+C)〜3ppm B/(Si+C)〜10ppm （ＳＣ実１７−１） P/(Si+C) N.D. B/(Si+C)〜10ppm （ＳＣ実１７−２） P/(Si+C)〜3ppm B/(Si+C) N.D. Ｎ．Ｄ．：検出限界以下 以上、見られるように本実験例の太陽電池（ＳＣ実１
７）、（ＳＣ実１７−１）及び（ＳＣ実１７−２）が、
太陽電池（ＳＣ比１７）よりもさらに優れた特性を有す
ることが実証された。
【０３６３】（実験例１８） 実験例１７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験例１７と同様な方法で調べ
た。このときｉ型層のＳｉＨ4 ガス流量とＧｅＨ4 ガス
流量の変化パターン以外は実験例１７と同じにした。
【０３６４】バンドギャップの変化が図１４と同様にな
るようにＳｉＨ4 ガス流量とＧｅＨ4 ガス流量の変化パ
ターンを変えて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７に示す（（Ｓ
Ｃ実１８−１）を基準とした）。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。
【０３６５】（実験例１９） 実験例１７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験例１７と同様な方法で調
べた。
【０３６６】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験例１７と同じにした。
【０３６７】（実験例１９−１） ｉ型層のアクセプターとなる価電子制御剤用のガス（Ｂ
2 Ｈ6 ／Ｈ2 ガス）流量を１／５倍にし、トータルのＨ
2 流量は実験例１７と同じにした太陽電池（ＳＣ実１９
−１）を作製したところ、（ＳＣ実１７）と同様、太陽
電池（ＳＣ比１７）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。
【０３６８】（実験例１９−２） ｉ型層のアクセプターとなる価電子制御剤用のガス（Ｂ
2 Ｈ6 ／Ｈ2 ガス）流量を５倍にし、トータルのＨ2 流
量は実験例１７と同じにした太陽電池（ＳＣ実１９−
２）を作製したところ、（ＳＣ実１７）と同様、太陽電
池（ＳＣ比１７）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。
【０３６９】（実験例１９−３） 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
実験例１７と同じにした太陽電池（ＳＣ実１９−３）を
作製したところ、（ＳＣ実１７）と同様、太陽電池（Ｓ
Ｃ比１７）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。
【０３７０】（実験例１９−４） 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 流量は実験
例１７と同じにした太陽電池（ＳＣ実１９−４）を作製
したところ、（ＳＣ実１７）と同様、太陽電池（ＳＣ比
１７）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。
【０３７１】（実験例１９−５） 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Ｂ2 Ｈ6 ／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、実験例１７と同様な方法、および手順を用い
て太陽電池（ＳＣ実１９−５）を作製した。
【０３７２】このとき、ＴＭＡ／Ｈ2 ガスの流量は１０
ｓｃｃｍにした。作製した太陽電池（ＳＣ実１９−５）
は（ＳＣ実１７）と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）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。
【０３７３】（実験例１９−６） 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（Ｈ2 Ｓ）ガスを用い
た太陽電池を作製した。実験例１７のＮＨ3 ／Ｈ2 ガス
ボンベを水素（Ｈ2 ）で１００ｐｐｍに希釈されたＨ2
Ｓガス（純度９９．９９９％、以下「Ｈ2 Ｓ／Ｈ2 」と
略記する）ボンベに交換し、実験例１７と同様な方法、
および手順を用いて太陽電池（ＳＣ実１９−６）を作製
した。このときＨ2 Ｓ／Ｈ2 ガスの流量は１ｓｃｃｍに
し、他の条件は実験例１７と同じにした。
【０３７４】作製した太陽電池（ＳＣ実１９−６）は
（ＳＣ実１７）と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）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。
【０３７５】（実験例２０） ｐ型の多結晶シリコン基板を用いて図１（ｂ）の太陽電
池を作製した。基板に水素プラズマ処理を施し、基板上
に第１のｎ型層、ｐ型層、ｉ型層、Ｓｉ層、第２のｎ型
層を順次形成した。ｉ型層を形成する際、ＰＨ3／Ｈ2ガ
ス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスをそれぞれ１ｓｃｃｍ，２ｓｃｃ
ｍ流した以外は実験例４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２０）は（ＳＣ実
１７）と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）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。
【０３７６】（実験例２１） 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である太陽電池を作製し
た。図１５（ａ）にｉ型層の流量変化パターンを示す。
【０３７７】ｉ型層の流量変化パターンを変える以外は
実験例１７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験例１７と同様な方法で行
い、図９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１５（ｂ）と同様な傾向を示す
結果となった。作製した太陽電池（ＳＣ実２１）は（Ｓ
Ｃ実１７）と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）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。
【０３７８】（比較例２１） ｉ型層のｐ／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太
陽電池をいくつか作製した。領域の厚さ以外は実験例２
１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
験例１７の太陽電池（ＳＣ実１７）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。
【０３７９】（実験例２２） Ｓｉ／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である太陽電池を作製
した。図１５（ｃ）にｉ型層の流量変化パターンを示
す。
【０３８０】ｉ型層の流量変化パターンを変える以外は
実験例１７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験例１７と同様な方法で行
い、図９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１５（ｄ）と同様な傾向を示す
結果となった。作製した太陽電池（ＳＣ実２２）は（Ｓ
Ｃ実１７）と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）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。
【０３８１】（比較例２２） ｉ型層のＳｉ／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
太陽電池をいくつか作製した。領域の厚さ以外は実験例
２２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、
実験例１７の太陽電池（ＳＣ実１７）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。
【０３８２】（実験例２３） 価電子制御剤がｉ型層内で分布している太陽電池を作製
した。図２２（ａ）にＰＨ3 ／Ｈ2 ガスとＢ2 Ｈ6 ／Ｈ
2 ガスの流量の変化のパターンを示す。作製の際、ＰＨ
3 ／Ｈ2 ガスとＢ2 Ｈ6 ／Ｈ2 ガスの流量を変化させ以
外は実験例１７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１７）
と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）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（ＳＩＭＳ）を用
いて調べたところ、図２２（ｂ）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
大となっていることが分かった。
【０３８３】（実験例２４−１：実施例） ｉ型層に酸素原子が含有されている太陽電池を作製し
た。ｉ型層を形成する際、実験例１７で流すガスの他
に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導
入する以外は実験例１７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２４−１）は
（ＳＣ実１７）と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）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
ＳＩＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、１×１
０19（個／ｃｍ3 ）であることが分かった。
【０３８４】（実験例２４−２：実施例） ｉ型層に窒素原子が含有されているシリコン太陽電池を
作製した。ｉ型層を形成する際、実験例１７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験例１７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−
２）は（ＳＣ実１７）と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）
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。
【０３８５】（実験例２４−３：実施例） ｉ型層に炭素原子が含有されているシリコン太陽電池を
作製した。ｉ型層を形成する際、実験例１７で流すガス
の他に、ＣＨ4 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１
内に導入する以外は実験例１７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−
３）は（ＳＣ実１７）と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）
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型層中の炭素原子の含
有量をＳＩＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、
１×１０18（個／ｃｍ3 ）であることが分かった。
【０３８６】（実験例２５−１：実施例） ｉ型層に酸素原子および窒素原子が含有されている太陽
電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例１７で流
すガスの他に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃｍ、ＮＨ3 ／
Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以外
は実験例１７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２５−１）は（ＳＣ実１
７）と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）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。
【０３８７】（実験例２５−２：実施例） ｉ型層に酸素原子および炭素原子が含有されているシリ
コン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例
１７で流すガスの他に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃｍ、
ＣＨ4 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入
する以外は実験例１７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２５−２）は（Ｓ
Ｃ実１７）と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）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。
【０３８８】（実験例２５−３：実施例） ｉ型層に窒素原子および炭素原子が含有されている太陽
電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例１７で流
すガスの他に、ＮＨ3 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、ＣＨ4
／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以
外は実験例１７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２５−３）は（ＳＣ実１
７）と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）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。
【０３８９】（実験例２６：実施例） ｉ型層に酸素原子、窒素原子および炭素原子が含有され
ている太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験
例１７で流すガスの他に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃ
ｍ、ＮＨ3 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、ＣＨ4 ／Ｈ2 ガス
を５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以外は実験例
１７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２６）は（ＳＣ実１７）と同様、太
陽電池（ＳＣ比１７）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。
【０３９０】（実験例２７） 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
ている太陽電池を作製した。Ｏ2 ／ＨｅガスボンベをＳ
ｉＦ4 ガスボンベに交換し、ｉ型層を形成する際、図１
７（ａ）の流量パターンに従って、ＳｉＨ4 ガス、Ｇｅ
Ｈ4 ガス、ＳｉＦ4 ガスの流量を変化させた。実験例１
７と同様な方法によってこの太陽電池（ＳＣ実２７）の
層厚方向のバンドギャップの変化を求めたところ図１７
（ｂ）と同様な傾向を示す結果となった。
【０３９１】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。その結果は図１７（ｃ）と同様な結果となり、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
向分布をしていることが分かった。この太陽電池（ＳＣ
実２７）の初期光電変換効率と耐久特性を求めたとこ
ろ、実験例１７の太陽電池と同様、太陽電池（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。
【０３９２】（実験例２８） 図６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（ａ）の太陽電池の半導体層を形成する
際、ＳｉＨ4 ガスとＧｅＨ4 ガスを堆積室から１ｍの距
離のところで混合させる以外は実験例１７と同じ方法、
同じ手順で太陽電池（ＳＣ実２８）を作製した。作製し
た太陽電池は（ＳＣ実１７）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。
【０３９３】（実験例２９） 第１のｐ型層をガス拡散法で作製し、ｉ型層を形成する
際、Ｓｉ2 Ｈ6ガスを用い、ＲＦ電極４１０に正のＤＣ
バイアスを印加し、ＲＦ電力、ＤＣバイアス、μＷ電力
を変化させた太陽電池を作製した。まず、Ｏ2 ／Ｈｅガ
スボンベをＳｉ2 Ｈ6 ガスボンベに交換し、ＮＨ3 ／Ｈ
2 ガスボンベをＢＢｒ3 ／Ｈ2 ガスボンベに交換した。
第１のｐ型層を形成する際、基板温度９００℃、ＢＢｒ
3 ／Ｈ2ガス流量５００ｓｃｃｍ、内圧３０Ｔｏｒｒの
拡散条件で、Ｂを拡散した。接合深さが約３００ｎｍに
なったところで、ＢＢｒ3 ／Ｈ2 ガスの導入を止め、実
験例１７と同じ条件のｎ型層を形成した。次にｉ型層を
形成する際、Ｓｉ2 Ｈ6 ガス流量を図１８（ａ）のよう
に変化させ（ＧｅＨ4ガスは実験例１７と同様に変化さ
せた）、ＲＦ電極４１０に正のＤＣバイアスを印加し、
ＲＦ電力、ＤＣバイアス、μＷ電力を図１８（ｂ）に示
すように変化させた太陽電池を作製した。他は実験例１
７と同様に行った。作製した太陽電池（ＳＣ実２９）は
（ＳＣ実１７）と同様、太陽電池（ＳＣ比１７）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。
【０３９４】（実験例３０） 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図６の製
造装置を使用して、図１９のトリプル型太陽電池を作製
した。
【０３９５】基板は実験例１４と同様に作製し、実験例
１４と同様な手順、同様な方法で基板の水素プラズマ処
理を行い、基板のテクスチャー面上に第１のｐ型層を形
成し、さらに第１のｎ型層、Ｓｉ層、第１のｉ型層、第
２のｐ型層、第２のｎ型層、第２のｉ型層、第３のｐ型
層を順次形成した。Ｓｉ層を形成する際、ＰＨ3／Ｈ2ガ
ス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスをそれぞれ１ｓｃｃｍ，０．２ｓ
ｃｃｍ、また第１のｉ型層を形成する際、ＰＨ3／Ｈ2ガ
ス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスをそれぞれ１ｓｃｃｍ，１０ｓｃ
ｃｍ流した以外は実験例１４と同様してトリプル型太陽
電池を（ＳＣ実３０）を作製した。
【０３９６】（比較例３０） 図１９の第１のｉ型層を形成する際、図８の流量変化パ
ターンに従って、ＳｉＨ4 ガス流量、ＧｅＨ4 ガス流量
を変化させる以外は実験例３０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３０）と呼ぶことにする。
【０３９７】（実験例３０−１） 図１９の第１のｉ型層を形成する際、ＰＨ3 ／Ｈ2 ガス
を流さない以外は実験例３０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（ＳＣ
実３０−１）と呼ぶことにする。
【０３９８】（実験例３０−２） 図１９の第１のｉ型層を形成する際、Ｂ2 Ｈ6 ／Ｈ2 ガ
スを流さない以外は実験例３０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（Ｓ
Ｃ実３０−２）と呼ぶことにする。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験
例１７と同様な方法で測定したところ、（ＳＣ実３
０）、（ＳＣ実３０−１）、（ＳＣ実３０−２）はトリ
プル型太陽電池（ＳＣ比３０）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。
【０３９９】（実験例３１） 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図６の製
造装置を使用して、実験例１７の太陽電池を作製し、モ
ジュール化し、発電システムに応用した。
【０４００】実験例１７と同じ条件、同じ方法、同じ手
順で５０×５０ｍｍ2 の太陽電池（ＳＣ実１７）を６５
個作製し、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験例１７と同様な方法で測定してお
いた。モジュールを図２０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街灯を使用した。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。
【０４０１】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３１）と呼ぶことにす
る。 （比較例３１） 太陽電池（ＳＣ比１７）を比較例１７と同じ条件、同じ
方法、同じ手順で６５個作製し、実験例３１と同様にモ
ジュール化した。このモジュールを（ＭＪ比３１）と呼
ぶことにする。実験例３１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。
【０４０２】その結果、（ＭＪ比３１−Ｘ）の光劣化率
は（ＭＪ実３１）に対して次のような結果となった。
【０４０３】 モジュール 光劣化率の比 ＭＪ実３１ １．００ ＭＪ比３１ ０．８１ 以上の結果より本発明の太陽電池モジュールのほうが比
較例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。
【０４０４】（実験例３２） 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図６の製
造装置を使用して、ｐ／ｉ界面に第２のＳｉ層を有する
図２１の太陽電池を作製した。
【０４０５】実験例１６と同様の基板を用い、実験例１
６と同様な手順、同様な方法で基板の水素プラズマ処理
を行い、基板上に第１のｐ型層を形成し、さらに第１の
ｎ型層、第１のＳｉ層、ｉ型層、第２のＳｉ層、第２の
ｐ型層を順次形成した。ｉ型層を形成する際、ＰＨ3／
Ｈ2ガス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスをそれぞれ１ｓｃｃｍ，２ｓ
ｃｃｍ流した以外は実験例１６と同様にして、太陽電池
（ＳＣ実３２）を作製した。
【０４０６】作製した太陽電池の初期光電変換効率と耐
久特性を実験例１と同様な方法で測定したところ、（Ｓ
Ｃ実３２）は（ＳＣ実１７）と同様、太陽電池（ＳＣ比
１７）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。
【０４０７】（実験例３３） キャスティング法によって製造したｎ型の多結晶シリコ
ン基板を用いて、第２のｐ型層を積層構造とした図１
（ａ）に示す太陽電池を作製した。
【０４０８】実験例１と同様にして成膜の準備を完了し
た後、基板の水素プラズマ処理を行い、基板４０４上
に、第１のｐ型層、ｎ型層、Ｓｉ層、ｉ型層、第２のｐ
型層の形成を行った。
【０４０９】まず第１のｐ型層、ｎ型層、Ｓｉ層、ｉ型
層を実験例１と同様にして作製した。
【０４１０】次に、第２のｐ型層を形成するには、バル
ブ２００３を除々に開けて、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になるようにコンダクタン
スバルブで調節し、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、基板温度が安定し
たところでさらにバルブ２００１、２００５、２００８
を除々に開けて、ＳｉＨ4 ガス、Ｂ2 Ｈ6 ／Ｈ2 ガス、
ＣＨ4／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、Ｂ2 Ｈ6 ／Ｈ2
ガス流量が１０ｓｃｃｍ、ＣＨ4／Ｈ2ガス流量が３００
ｓｃｃｍとなるように各々のマスフローコントローラー
で調節した。堆積室４０１内の圧力は、０．０２Ｔｏｒ
ｒとなるようにコンダクタンスバルブ４０７の開口を調
節した。μＷ電源を０．３０Ｗ／ｃｍ3 に設定し、誘電
体窓を通して堆積室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型層上
にライトドープ層（Ａ層）の形成を開始した。層厚約３
ｎｍのＡ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、２００
５、２００８を閉じて、堆積室４０１内へのＳｉＨ4 ガ
ス、Ｂ2 Ｈ6／Ｈ2 ガス、ＣＨ4／Ｈ2ガスの流入を止
め、バルブ２００３を開け、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。
【０４１１】次にバルブ２００５を除々に開けて、堆積
室４０１内にＢ2Ｈ6／Ｈ2ガスを流入させ、流量が１０
００ｓｃｃｍになるようにマスフローコントローラーで
調節した。堆積室内の圧力が０．０２Ｔｏｒｒになるよ
うにコンダクタンスバルブで調節し、μＷ電源を０．２
０Ｗ／ｃｍ3 に設定し、誘電体窓を通して堆積室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、Ａ層上にほう素原子の層（Ｂ層）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２００
５を閉じて、堆積室４０１内へのＢ2 Ｈ6 ／Ｈ2 ガスの
流入を止め、バルブ２００３を開け、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。
【０４１２】次にその上に上記した方法と同じ方法、条
件でＡ層を形成した。
【０４１３】さらにその上に上記した方法と同じ方法、
条件でＢ層を形成した。
【０４１４】さらにその上に上記した方法と同じ方法、
条件でＡ層を形成し、層厚約１０ｎｍの第２のｐ型層の
形成を終えた。
【０４１５】次に、実験例１と同様にして、第２のｐ型
層上に、透明電極、集電電極、また基板裏面に裏面電極
を形成した。
【０４１６】この太陽電池を（ＳＣ実３３）と呼ぶこと
にし、第１のｐ型層、ｎ型層、Ｓｉ層、ｉ型層、第２の
ｐ型層の作製条件を表８に示す。
【０４１７】（比較例３３） ｉ型層を形成する際に、ＳｉＨ4 ガス流量及びＧｅＨ4
ガス流量を、図８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節した以外は実験例３３と
同じ条件、同じ手順で太陽電池を作製した。この太陽電
池を（ＳＣ比３３）と呼ぶことにする。
【０４１８】作製した太陽電池（ＳＣ実３３）及び（Ｓ
Ｃ比３３）の初期光電変換効率（光起電力／入射電力）
及び耐久特性の測定を行った。
【０４１９】測定の結果、（ＳＣ実３３）の太陽電池に
対して、（ＳＣ比３３）の初期光電変換効率は以下のよ
うになった。
【０４２０】（ＳＣ比３３） ０．７８倍 耐久特性の測定の結果、（ＳＣ実３３）の太陽電池に対
して、（ＳＣ比３３）の光電変換効率の低下は以下のよ
うになった。
【０４２１】（ＳＣ比３３） ０．７９倍 次に多結晶シリコン基板上に積層構造を有する第２の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。Ｂ層の堆積時間を１２秒にする以外は実験
例３３と同様な方法、手順で基板上に第２のｐ型層を作
製した。作製した試料を断面方向に切断し、第２の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２３
のように層厚約１ｎｍのＢ層と層厚約３ｎｍのＡ層が交
互に積層されていることが分かった。
【０４２２】以上に見られるように本実験例の太陽電池
（ＳＣ実３３）が、太陽電池（ＳＣ比３３）よりもさら
に優れた特性を有することが実証された。
【０４２３】（実験例３４） 実験例３３においてバンドギャップ（Ｅｇ）の極小値の
層厚方向に帯する位置、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験例３３と同様な方法で調べ
た。このときｉ型層のＳｉＨ4 ガス流量とＧｅＨ4 ガス
流量の変化パターン以外は実験例３３と同じにした。
【０４２４】バンドギャップを図１４のパターンとなる
ようにＳｉＨ4 ガス流量とＧｅＨ4ガス流量を変えて作
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９に示す（（ＳＣ実３４−１）を
基準とした）。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。
【０４２５】（実験例３５） Ｂ層を水銀増感光ＣＶＤ法で形成した太陽電池を作製し
た。図６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）を堆積室内部
取り付けておいた。さらに、入口、出口にバルブのつい
た液体ボンベ２０４９に水銀（純度９９．９９９％）を
詰めた。このボンベをバルブ２００５とマスフロコント
ローラー２０１５の間に取り付け、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスで
バブリングすることにより、堆積室にＢ2Ｈ6／Ｈ2ガス
と共に気化した水銀を導入できるようにした。Ｂ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６
０秒間窓シャッターを開けＡ層上にＢ層を形成する以外
は実験例３３と同じ条件、同じ方法手順で、図１（ａ）
の太陽電池を作製した。
【０４２６】作製した太陽電池（ＳＣ実３５）は（ＳＣ
実３３）と同様、太陽電池（ＳＣ比３３）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。
【０４２７】（実験例３６） ｐ型の多結晶シリコン基板を用いて図１（ｂ）の太陽電
池を作製した。基板上に第１のｎ型層、ｐ型層、ｉ型
層、Ｓｉ層、第２のｎ型層を順次形成した。表１０に形
成条件を記す。ｉ型層を形成する際、ＳｉＨ4 ガス流量
とＧｅＨ4 ガス流量は図８のパターンのように変化さ
せ、ｉ／ｐ界面よりにバンドギャップの極小値がくるよ
うにした。基板及び、半導体層以外の層は実験例３３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３６）は（ＳＣ実３３）と同様、太陽電池
（ＳＣ比３３）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。
【０４２８】（実験例３７） 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である太陽電池を作製し
た。図１５（ａ）にｉ型層の流量変化パターンを示す。
【０４２９】ｉ型層の流量変化パターンを変える以外は
実験例３３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験例３３と同様な方法で行
い、図９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１５（ｂ）と同様な結果となっ
た。作製した太陽電池（ＳＣ実３７）は（ＳＣ実３３）
と同様、太陽電池（ＳＣ比３３）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】（比較例３７） ｉ型層のｐ／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太
陽電池をいくつか作製した。領域の厚さ以外は実験例３
７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
験例３３の太陽電池（ＳＣ実３３）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。
【０４３１】（実験例３８） ｉ／Ｓｉ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である太陽電池を作製
した。図１５（ｃ）にｉ型層の流量変化パターンを示
す。
【０４３２】ｉ型層の流量変化パターンを変える以外は
実験例３３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験例３３と同様な方法で行
い、図９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１５（ｄ）と同様な結果となっ
た。作製した太陽電池（ＳＣ実３８）は（ＳＣ実３３）
と同様、太陽電池（ＳＣ比３３）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。
【０４３３】（比較例３８） ｉ型層のｉ／Ｓｉ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
太陽電池をいくつか作製した。領域の厚さ以外は実験例
３８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、
実験例３３の太陽電池（ＳＣ実３３）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。
【０４３４】（実験例３９） 第２のｐ型層を形成する際、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスの代わり
にトリエチルボロン（Ｂ（Ｃ2Ｈ5）3，ＴＥＢ）を用い
た太陽電池を作製した。
【０４３５】常温、常圧で液体のＴＥＢ（９９．９９
％）を、入口、出口にバルブのついた液体ボンベ２０４
９に詰めた。この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、堆積室にＨ2
ガスと共に気化したＴＥＢを導入できるようにした。
【０４３６】Ａ層を形成する際、ＴＥＢ／Ｈ2ガスの流
量を１０ｓｃｃｍ堆積室内に流入させる以外は実験例３
３と同じ条件、手順で、ｉ型層上に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。
【０４３７】Ｂ層を形成する際、ＴＥＢ／Ｈ2ガスの流
量を１０００ｓｃｃｍ堆積室内に流入させる以外は実験
例３３と同じ条件、手順で、Ａ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。
【０４３８】次に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。
【０４３９】次にＡ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。
【０４４０】次に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。
【０４４１】第２のｐ型層以外は実験例３３と同じ条
件、方法、手順で作製した。
【０４４２】作製した太陽電池（ＳＣ実３９）は（ＳＣ
実３３）と同様、太陽電池（ＳＣ比３３）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。
【０４４３】（実験例４０−１：実施例） ｉ型層に酸素原子が含有されている太陽電池を作製し
た。ｉ型層を形成する際、実験例３３で流すガスの他
に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導
入する以外は実験例３３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４０−１）は
（ＳＣ実３３）と同様、太陽電池（ＳＣ比３３）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
ＳＩＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、１×１
０19（個／ｃｍ3 ）であることが分かった。
【０４４４】（実験例４０−２：実施例） ｉ型層に窒素原子が含有されているシリコン太陽電池を
作製した。ｉ型層を形成する際、実験例３３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験例３３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４０−
２）は（ＳＣ実３３）と同様、太陽電池（ＳＣ比３３）
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。
【０４４５】（実験例４０−３：実施例） ｉ型層に炭素原子が含有されているシリコン太陽電池を
作製した。ｉ型層を形成する際、実験例３３で流すガス
の他に、ＣＨ4 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１
内に導入する以外は実験例３３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４０−
３）は（ＳＣ実３３）と同様、太陽電池（ＳＣ比３３）
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型層中の炭素原子の含
有量をＳＩＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、
１×１０18（個／ｃｍ3 ）であることが分かった。
【０４４６】（実験例４１−１：実施例） ｉ型層に酸素原子および窒素原子が含有されている太陽
電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例３３で流
すガスの他に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃｍ、ＮＨ3 ／
Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以外
は実験例３３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４１−１）は（ＳＣ実３
３）と同様、太陽電池（ＳＣ比３３）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。
【０４４７】（実験例４１−２：実施例） ｉ型層に酸素原子および炭素原子が含有されているシリ
コン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例
３３で流すガスの他に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃｍ、
ＣＨ4 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入
する以外は実験例３３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４１−２）は（Ｓ
Ｃ実３３）と同様、太陽電池（ＳＣ比３３）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。
【０４４８】（実験例４１−３：実施例） ｉ型層に窒素原子および炭素原子が含有されている太陽
電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例３３で流
すガスの他に、ＮＨ3 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、ＣＨ4
／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以
外は実験例３３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４１−３）は（ＳＣ実３
３）と同様、太陽電池（ＳＣ比３３）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。
【０４４９】（実験例４２：実施例） ｉ型層に酸素原子、窒素原子および炭素原子が含有され
ている太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験
例３３で流すガスの他に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃ
ｍ、ＮＨ3 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、ＣＨ4 ／Ｈ2 ガス
を５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以外は実験例
３３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４２）は（ＳＣ実３３）と同様、太
陽電池（ＳＣ比３３）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。
【０４５０】（実験例４３） 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
ている太陽電池を作製した。Ｏ2 ／ＨｅガスボンベをＳ
ｉＦ4 ガス（純度９９．９９９％）ボンベに交換し、ｉ
型層を形成する際、図１７（ａ）の流量パターンに従っ
て、ＳｉＨ4 ガス、ＧｅＨ4 ガス、ＳｉＦ4 ガスの流量
を変化させた。実験例３３と同様な方法によってこの太
陽電池（ＳＣ実４３）の層厚方向のバンドギャップの変
化を求めたところ図１７（ｂ）と同様な結果となった。
【０４５１】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。その結果は図１７（ｃ）と同様な傾向を示し、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
向分布をしていることがわかった。この太陽電池（ＳＣ
実４３）の初期光電変換効率と耐久特性を求めたとこ
ろ、実験例３３の太陽電池と同様、太陽電池（ＳＣ比３
３）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。
【０４５２】（実験例４４） 図６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（ａ）の太陽電池の半導体層を形成する
際、ＳｉＨ4 ガスとＧｅＨ4 ガスを堆積室から１ｍの距
離のところで混合させる以外は実験例３３と同じ方法、
同じ手順で太陽電池（ＳＣ実４４）を作製した。作製し
た太陽電池は（ＳＣ実３３）よりもさらにさらに良好な
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。
【０４５３】（実験例４５） 第１のｐ型層をガス拡散法で作製し、ｉ型層を形成する
際、ＳｉＨ4 ガスの代わりにＳｉ2 Ｈ6 ガスを用い、さ
らにＲＦ電極４１０に正のＤＣバイアスを印加し、ＲＦ
電力、ＤＣバイアス、μＷ電力を変化させた太陽電池を
作製した。まず、ＮＨ3 ／Ｈ2 ガスボンベをＢＢｒ3 ／
Ｈ2ガスボンベに交換し、Ｏ2 ／ＨｅガスボンベをＳｉ
2 Ｈ6 ガスボンベに交換した。第１のｐ型層を形成する
際、基板温度９００℃、ＢＢｒ3 ／Ｈ2 ガス流量５００
ｓｃｃｍ、内圧３０Ｔｏｒｒの拡散条件で、Ｂを拡散し
た。接合深さが約３００ｎｍになったところで、ＢＢｒ
3／Ｈ2 ガスの導入を止め、実験例３３と同じ条件のｎ
型層を形成した。次にｉ型層を形成する際、Ｓｉ2 Ｈ6
ガス流量を図１８（ａ）のように変化させ、ＲＦ電極４
１０に正のＤＣバイアスを印加し、ＲＦ電力、ＤＣバイ
アス、μＷ電力を図１８（ｂ）に示すように変化させた
太陽電池を作製した。他は実験例３３と同様に行った。
作製した太陽電池（ＳＣ実４５）は（ＳＣ実３３）と同
様、太陽電池（ＳＣ比３３）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。
【０４５４】（実験例４６） 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図６の製
造装置を使用して、図１９のトリプル型太陽電池を作製
した。
【０４５５】基板は実験例１４と同様にして作製した。
続いて、実験例３３と同様な手順、同様な方法で基板の
水素プラズマ処理を行い、基板のテクスチャー面上に第
１のｐ型層を形成し、さらに第１のｎ型層、Ｓｉ層、第
１のｉ型層、第２のｐ型層、第２のｎ型層、第２のｉ型
層、第３のｐ型層を順次形成した。第１のｉ型層を形成
する際、図７のような流量変化パターンに従ってＳｉＨ
4 ガス流量、ＧｅＨ4ガス流量を変化させた。
【０４５６】次に実験例１と同様にして、第３のｐ型層
上に、透明電極、集電電極、また基板裏面に裏面電極を
形成した。
【０４５７】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４６）と呼ぶことにし、各半導体の作製条件を
表１１に記す。
【０４５８】（比較例４６） 図１９の第１のｉ型層を形成する際、図８の流量変化パ
ターンに従って、ＳｉＨ4 ガス流量、ＧｅＨ4 ガス流量
を変化させる以外は実験例４６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（Ｓ
Ｃ比４６）と呼ぶことにする。
【０４５９】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験例１と同様な方法で測
定したところ、（ＳＣ実４６）はトリプル型太陽電池
（ＳＣ比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。
【０４６０】（実験例４７） 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図６の製
造装置を使用して、実験例３３の太陽電池を作製し、モ
ジュール化し、発電システムに応用した。
【０４６１】実験例３３と同じ条件、同じ方法、同じ手
順で５０×５０ｍｍ2 の太陽電池（ＳＣ実３３）を６５
個作製し、実験例１５と同様に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験例３３と
同様な方法で測定しておいた。モジュールを図２０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
街灯を使用した。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。
【０４６２】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４７）と呼ぶことにす
る。 （比較例４７） 太陽電池（ＳＣ比３３）を比較例３３と同じ条件、同じ
方法、同じ手順で６５個作製し、実験例４７と同様にモ
ジュール化した。このモジュールを（ＭＪ比４７）と呼
ぶことにする。実験例４７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４７）の光劣化率は
（ＭＪ実４７）に対して次のような結果となった。
【０４６４】 モジュール 光劣化率の比 ＭＪ実４７ １．００ ＭＪ比４７ ０．７７ 以上の結果より本発明の太陽電池モジュールのほうが比
較例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】（実験例４８） 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図６の製
造装置を使用して、ｐ／ｉ界面に第２のＳｉ層を有する
図１９の太陽電池を作製した。
【０４６６】実験例１６と同様の基板を用い、実験例３
２と同様な手順、同様な方法で基板の水素プラズマ処理
を行い、基板上に第１のｐ型層を形成し、さらに第１の
ｎ型層、第１のＳｉ層、ｉ型層、第２のＳｉ層、第２の
ｐ型層を順次形成した。ｉ型層を形成する際、図７のよ
うな流量変化パターンに従ってＳｉＨ4 ガス流量、Ｇｅ
Ｈ4 ガス流量を変化させ、第１のＳｉ層、第２のＳｉ層
の堆積速度は０．１５ｎｍ／ｓｅｃ、層厚は１０ｎｍに
した。また、第２のｐ型層は実験例３３と同様に積層構
造とした。
【０４６７】次に、実験例１と同様にして、第２のｐ型
層上に透明電極、集電電極、また基板裏面に裏面電極を
形成した。この太陽電池を（ＳＣ実４８）と呼ぶことに
し、各半導体層の作製条件を表１２に記す。
【０４６８】作製した太陽電池の初期光電変換効率と耐
久特性を実験例３３と同様な方法で測定したところ、
（ＳＣ実４８）は（ＳＣ実３３）と同様、太陽電池（Ｓ
Ｃ比３３）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。
【０４６９】（実験例４９） 本実験例ではキャスティング法によって製造したｎ型の
多結晶シリコン基板を用いて、ｉ型層がＰ及びＢ原子を
含有し、且つ第２のｐ型層が積層構造をとる図１（ａ）
に示す太陽電池を作製した。
【０４７０】実験例１と同様にして成膜の準備を完了し
た後、基板の水素プラズマ処理を行い、基板４０４上
に、第１のｐ型層、ｎ型層、Ｓｉ層、ｉ型層、第２のｐ
型層の形成を行った。ｉ型層を形成する際、ＰＨ3／Ｈ2
ガス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスをそれぞれ２ｓｃｃｍ，５ｓｃ
ｃｍ流した以外は実験例３３と同じ方法、条件で太陽電
池（ＳＣ実４９）作製した。
【０４７１】（比較例４９） ｉ型層を形成する際に、ＳｉＨ4 ガス流量及びＧｅＨ4
ガス流量を、図８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節した以外は実験例４９と
同じ条件、同じ手順で太陽電池を作製した。この太陽電
池を（ＳＣ比４９）と呼ぶことにする。
【０４７２】作製した太陽電池（ＳＣ実４９）及び（Ｓ
Ｃ比４９）の初期光電変換効率（光起電力／入射電力）
及び耐久特性の測定を行った。
【０４７３】測定の結果、（ＳＣ実４９）の太陽電池に
対して、（ＳＣ比４９）の初期光電変換効率は以下のよ
うになった。
【０４７４】（ＳＣ比４９） ０．７６倍 耐久特性の測定の結果、（ＳＣ実４９）の太陽電池に対
して、（ＳＣ比４９）の光電変換効率の低下は以下のよ
うになった。
【０４７５】（ＳＣ比４９） ０．７３倍 以上に見られるように本実験例の太陽電池（ＳＣ実４
９）が、太陽電池（ＳＣ比４９）よりもさらに優れた特
性を有することが実証された。
【０４７６】（実験例５０） 実験例４９においてバンドギャップ（Ｅｇ）の極小値の
層厚方向に帯する位置、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験例４９と同様な方法で調べ
た。このときｉ型層のＳｉＨ4 ガス流量とＧｅＨ4 ガス
流量の変化パターン以外は実験例４９と同じにした。図
１４に示すバンドギャップを有する太陽電池を作製し、
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（（ＳＣ実５０−１）を基準とした）。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。
【０４７７】（実験例５１） 実験例４９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験例４９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験例４９と同じにした。
【０４７８】（実験例５１−１） ｉ型層のアクセプターとなる価電子制御剤用のガス（Ｂ
2 Ｈ6 ／Ｈ2 ガス）流量を１／５倍にし、トータルのＨ
2 流量は実験例４９と同じにした太陽電池（ＳＣ実５１
−１）を作製したところ、（ＳＣ実４９）と同様、太陽
電池（ＳＣ比４９）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。
【０４７９】（実験例５１−２） ｉ型層のアクセプターとなる価電子制御剤用のガス（Ｂ
2 Ｈ6 ／Ｈ2 ガス）流量を５倍にし、トータルのＨ2 流
量は実験例４９と同じにした太陽電池（ＳＣ実５１−
２）を作製したところ、（ＳＣ実４９）と同様、太陽電
池（ＳＣ比４９）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。
【０４８０】（実験例５１−３） 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
実験例４９と同じにした太陽電池（ＳＣ実５１−３）を
作製したところ、（ＳＣ実４９）と同様、太陽電池（Ｓ
Ｃ比４９）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。
【０４８１】（実験例５１−４） 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 流量は実験
例４９と同じにした太陽電池（ＳＣ実５１−４）を作製
したところ、（ＳＣ実４９）と同様、太陽電池（ＳＣ比
４９）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。
【０４８２】（実験例５１−５） 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Ｂ2 Ｈ6 ／Ｈ2 ガスの代わりにＴＭＡ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
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、実験例４９と同様な方法、および手
順を用いて太陽電池（ＳＣ実５１−５）を作製した。
【０４８３】このとき、ＴＭＡ／Ｈ2 ガスの流量は１０
ｓｃｃｍにした。作製した太陽電池（ＳＣ実５１−５）
は（ＳＣ実４９）と同様、太陽電池（ＳＣ比４９）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。
【０４８４】（実験例５１−６） 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（Ｈ2 Ｓ）ガスを用い
た太陽電池を作製した。実験例４９のＮＨ3 ／Ｈ2 ガス
ボンベをＨ2 Ｓ／Ｈ2ガスボンベに交換し、実験例４９
と同様な方法、および手順を用いて太陽電池（ＳＣ実５
１−６）を作製した。このときＨ2 Ｓ／Ｈ2 ガスの流量
は１ｓｃｃｍにし、他の条件は実験例４９と同じにし
た。
【０４８５】作製した太陽電池（ＳＣ実５１−６）は
（ＳＣ実４９）と同様、太陽電池（ＳＣ比４９）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。
【０４８６】（実験例５２） キャスティング法を用いて作製したｐ型の多結晶シリコ
ン基板を用いて図１（ｂ）の太陽電池を作製した。基板
の水素プラズマ処理を行い、基板上に第１のｎ型層、ｐ
型層、ｉ型層、Ｓｉ層、第２のｎ型層を順次形成した。
ｉ型層を形成する際、ＰＨ3／Ｈ2ガス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガ
スをそれぞれ０．２ｓｃｃｍ，２ｓｃｃｍ流した以外は
実験例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（ＳＣ実５２）は（ＳＣ実４９）と同
様、太陽電池（ＳＣ比４９）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。
【０４８７】（実験例５３） 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である太陽電池を作製し
た。図１５（ａ）にｉ型層の流量変化パターンを示す。
【０４８８】ｉ型層の流量変化パターンを変える以外は
実験例４９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験例４９と同様な方法で行
い、図９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１５（ｂ）と同様な傾向を示す
結果となった。作製した太陽電池（ＳＣ実５３）は（Ｓ
Ｃ実４９）と同様、太陽電池（ＳＣ比４９）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。
【０４８９】（比較例５３） ｉ型層のｐ／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太
陽電池をいくつか作製した。領域の厚さ以外は実験例５
３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
験例４９の太陽電池（ＳＣ実４９）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。
【０４９０】（実験例５４） ｉ／Ｓｉ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である太陽電池を作製
した。図１５（ｃ）にｉ型層の流量変化パターンを示
す。
【０４９１】ｉ型層の流量変化パターンを変える以外は
実験例４９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験例４９と同様な方法で行
い、図９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１５（ｄ）と同様な結果となっ
た。作製した太陽電池（ＳＣ実５４）は（ＳＣ実４９）
と同様、太陽電池（ＳＣ比４９）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。
【０４９２】（比較例５４） ｉ型層のｉ／Ｓｉ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
太陽電池をいくつか作製した。領域の厚さ以外は実験例
５４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、
実験例４９の太陽電池（ＳＣ実４９）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。
【０４９３】（実験例５５） 価電子制御剤がｉ型層内で分布している太陽電池を作製
した。図２２（ａ）にＰＨ3 ／Ｈ2 ガスとＢ2 Ｈ6 ／Ｈ
2 ガスの流量の変化のパターンを示す。作製の際、ＰＨ
3 ／Ｈ2 ガスとＢ2 Ｈ6 ／Ｈ2 ガスの流量を変化させ以
外は実験例４９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５５）は（ＳＣ実４９）
と同様、太陽電池（ＳＣ比４９）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（ＳＩＭＳ）を用
いて調べたところ、図２２（ｂ）同様な結果を示し、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。
【０４９４】（実験例５６−１） ｉ型層に酸素原子が含有されている太陽電池を作製し
た。ｉ型層を形成する際、実験例４９で流すガスの他
に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導
入する以外は実験例４９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５６−１）は
（ＳＣ実４９）と同様、太陽電池（ＳＣ比４９）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
ＳＩＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、１×１
０19（個／ｃｍ3 ）であることが分かった。
【０４９５】（実験例５６−２） ｉ型層に窒素原子が含有されているシリコン太陽電池を
作製した。ｉ型層を形成する際、実験例４９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験例４９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５６−
２）は（ＳＣ実４９）と同様、太陽電池（ＳＣ比４９）
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。
【０４９６】（実験例５６−３） ｉ型層に炭素原子が含有されているシリコン太陽電池を
作製した。ｉ型層を形成する際、実験例４９で流すガス
の他に、ＣＨ4 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１
内に導入する以外は実験例４９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５６−
３）は（ＳＣ実４９）と同様、太陽電池（ＳＣ比４９）
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型層中の炭素原子の含
有量をＳＩＭＳで調べたところ、ほぼ均一に含有され、
１×１０18（個／ｃｍ3 ）であることが分かった。
【０４９７】（実験例５７−１） ｉ型層に酸素原子および窒素原子が含有されている太陽
電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例４９で流
すガスの他に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃｍ、ＮＨ3 ／
Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以外
は実験例４９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５７−１）は（ＳＣ実４
９）と同様、太陽電池（ＳＣ比４９）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。
【０４９８】（実験例５７−２） ｉ型層に酸素原子および炭素原子が含有されているシリ
コン太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例
４９で流すガスの他に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃｍ、
ＣＨ4 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入
する以外は実験例４９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５７−２）は（Ｓ
Ｃ実４９）と同様、太陽電池（ＳＣ比４９）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。
【０４９９】（実験例５７−３） ｉ型層に窒素原子および炭素原子が含有されている太陽
電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験例４９で流
すガスの他に、ＮＨ3 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、ＣＨ4
／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以
外は実験例４９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５７−３）は（ＳＣ実４
９）と同様、太陽電池（ＳＣ比４９）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。
【０５００】（実験例５８） ｉ型層に酸素原子、窒素原子および炭素原子が含有され
ている太陽電池を作製した。ｉ型層を形成する際、実験
例４９で流すガスの他に、Ｏ2 ／Ｈｅガスを５ｓｃｃ
ｍ、ＮＨ3 ／Ｈ2 ガスを５ｓｃｃｍ、ＣＨ4 ／Ｈ2 ガス
を５ｓｃｃｍ、堆積室４０１内に導入する以外は実験例
４９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５８）は（ＳＣ実４９）と同様、太
陽電池（ＳＣ比４９）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。
【０５０１】（実験例５９） 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
ている太陽電池を作製した。Ｏ2 ／ＨｅガスボンベをＳ
ｉＦ4 ガスボンベに交換し、ｉ型層を形成する際、図１
７（ａ）の流量パターンに従って、ＳｉＨ4 ガス、Ｇｅ
Ｈ4 ガス、ＳｉＦ4 ガスの流量を変化させた。実験例４
９と同様な方法によってこの太陽電池（ＳＣ実５９）の
層厚方向のバンドギャップの変化を求めたところ図１７
（ｂ）と同様な結果となった。
【０５０２】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。その結果は図１７（ｃ）と同様な傾向を示し、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
向分布をしていることがわかった。この太陽電池（ＳＣ
実５９）の初期光電変換効率と耐久特性を求めたとこ
ろ、実験例４９の太陽電池と同様、太陽電池（ＳＣ比４
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。
【０５０３】（実験例６０） 図６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（ａ）の太陽電池の半導体層を形成する
際、ＳｉＨ4 ガスとＧｅＨ4 ガスとを堆積室から１ｍの
距離のところで混合させる以外は実験例４９と同じ方
法、同じ手順で太陽電池（ＳＣ実６０）を作製した。作
製した太陽電池は（ＳＣ実４９）よりもさらにさらに良
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。
【０５０４】（実験例６１） 第１のｐ型層をガス拡散法で作製し、ｉ型層を形成する
際、ＳｉＨ4 ガスの代わりにＳｉ2 Ｈ6ガスを用い、さ
らにＲＦ電極４１０に正のＤＣバイアスを印加し、ＲＦ
電力、ＤＣバイアス、μＷ電力を変化させた太陽電池を
作製した。まず、Ｏ2 ／ＨｅガスボンベをＳｉ2 Ｈ6 ガ
スボンベに交換し、さらにＮＨ3 ／Ｈ2ガスボンベをＢ
Ｂｒ3 ／Ｈ2 ガスボンベに交換した。第１のｐ型層を形
成する際、基板温度９００℃、ＢＢｒ3 ／Ｈ2 ガス流量
５００ｓｃｃｍ、内圧３０Ｔｏｒｒの拡散条件で、Ｂを
拡散した。接合深さが約３００ｎｍになったところで、
ＢＢｒ3 ／Ｈ2 ガスの導入を止め、実験例４９と同じ条
件のｎ型層を形成した。次にｉ型層を形成する際、Ｓｉ
2 Ｈ6 ガス流量を図１８（ａ）のように変化させ（Ｇｅ
Ｈ4は実験例４９と同様に変化させた）、ＲＦ電極４１
０に正のＤＣバイアスを印加し、ＲＦ電力、ＤＣバイア
ス、μＷ電力を図１８（ｂ）に示すように変化させた太
陽電池を作製した。作製した太陽電池（ＳＣ実６１）は
（ＳＣ実４９）と同様、太陽電池（ＳＣ比４９）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。
【０５０５】（実験例６２） 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図６の製
造装置を使用して、図１９のトリプル型太陽電池を作製
した。
【０５０６】基板は実験例１４と同様にして作製し、続
いて実験例４６と同様な手順、同様な方法で基板の水素
プラズマ処理を行い、基板のテクスチャー面上に第１の
ｐ型層を形成し、さらに第１のｎ型層、Ｓｉ層、第１の
ｉ型層、第２のｐ型層、第２のｎ型層、第２のｉ型層、
第３のｐ型層を順次形成した。第１のｉ型層を形成する
際、ＰＨ3／Ｈ2ガス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスをそれぞれ０．
２ｓｃｃｍ，５ｓｃｃｍ流した以外は実験例４６と同じ
方法、条件でトリプル型太陽電池（ＳＣ実６２）を作製
した。
【０５０７】（比較例６２） 図１９の第１のｉ型層を形成する際、図８の流量変化パ
ターンに従って、ＳｉＨ4 ガス流量、ＧｅＨ4 ガス流量
を変化させる以外は実験例６２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（Ｓ
Ｃ比６２）と呼ぶことにする。
【０５０８】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験例４９と同様な方法で
測定したところ、（ＳＣ実６２）はトリプル型太陽電池
（ＳＣ比６２）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。
【０５０９】（実験例６３） 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図６の製
造装置を使用して、実験例４９の太陽電池を作製し、モ
ジュール化し、発電システムに応用した。
【０５１０】実験例４９と同じ条件、同じ方法、同じ手
順で５０×５０ｍｍ2 の太陽電池（ＳＣ実４９）を６５
個作製し、続いて実験例１５と同様にしてモジュール化
した。作製したモジュールの初期光電変換効率を実験例
４９と同様な方法で測定しておいた。モジュールを図２
０の発電システムを示す回路に接続し、負荷には夜間点
灯する街灯を使用した。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。
【０５１１】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。これらのモジュールを（ＭＪ実６３）と呼ぶこと
にする。
【０５１２】（比較例６３） 太陽電池（ＳＣ比４９）を比較例４９と同じ条件、同じ
方法、同じ手順で６５個作製し、実験例６３と同様にモ
ジュール化した。このモジュールを（ＭＪ比６３）と呼
ぶことにする。実験例６３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。
【０５１３】その結果、（ＭＪ比６３）の光劣化率は
（ＭＪ実６３）に対して次のような結果となった。
【０５１４】 モジュール 光劣化率の比 ＭＪ実６３ １．００ ＭＪ比６３−１ ０．７１ 以上の結果より本発明の太陽電池モジュールのほうが比
較例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。
【０５１５】（実験例６４） 本発明のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた図６の製
造装置を使用して、ｐ／ｉ界面に第２のＳｉ層を有する
図１９の太陽電池を作製した。
【０５１６】実験例１６と同様の基板を用い、実験例４
８と同様な手順、同様な方法で基板の水素プラズマ処理
を行い、基板上に第１のｐ型層を形成し、さらに第１の
ｎ型層、第１のＳｉ層、ｉ型層、第２のＳｉ層、第２の
ｐ型層を順次形成した。ｉ型層を形成する際、ＰＨ3／
Ｈ2ガス、Ｂ2Ｈ6／Ｈ2ガスをそれぞれ１ｓｃｃｍ，５ｓ
ｃｃｍ流した以外は実験例４８と同じ方法、条件で太陽
電池（ＳＣ実６４）を作製した。
【０５１７】作製した太陽電池の初期光電変換効率と耐
久特性を実験例４９同様な方法で測定したところ、（Ｓ
Ｃ実６４）は（ＳＣ実４９）と同様、太陽電池（ＳＣ比
４９）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。
【０５１８】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。
【０５１９】
【発明の効果】以上説明したように本発明により、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、短波長光、長波長光の感度を
向上させ、光電変換効率が向上した光起電力素子を提供
することが可能となる。
【０５２０】また本発明の光起電力素子は長時間、光を
照射した場合に起こる光電変換効率の低下を抑制でき
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。
【０５２１】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。
【０５２２】また更に加えて、本発明により、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発電シス
テムを提供することが可能となる。
【０５２３】
【表１】
【０５２４】
【表２】
【０５２５】
【表３】
【０５２６】
【表４】
【０５２７】
【表５】
【０５２８】
【表６】
【０５２９】
【表７】
【０５３０】
【表８】
【０５３１】
【表９】
【０５３２】
【表１０】
【０５３３】
【表１１】
【０５３４】
【表１２】
【０５３５】
【表１３】
【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念図。
【図２】本発明の光起電力素子のバンドギャップの層厚
方向の変化を示す概念図。
【図３】本発明の光起電力素子のバンドギャップの層厚
方向の変化を示す概念図。
【図４】本発明の光起電力素子のバンドギャップの層厚
方向の変化を示す概念図。
【図５】本発明の光起電力素子のバンドギャップの層厚
方向の変化を示す概念図。
【図６】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７】ＳｉＨ４ 、ＧｅＨ４ ガス流量パターンを示
すグラフ。
【図８】ＳｉＨ４ 、ＧｅＨ４ ガス流量パターンを示
すグラフ。
【図９】Ｓｉ原子、Ｇｅ原子の組成比とバンドギャップ
の関係を示すグラフ。
【図１０】バンドギャップの層厚方向の変化を示すグラ
フ。
【図１１】μＷ電力と堆積速度の関係をしめすグラフ。
【図１２】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１３】初期光電変換効率の圧力依存性を示すグラ
フ。
【図１４】バンドギャップの層厚方向の変化を示すグラ
フ。
【図１５】流量パターン及びバンドギャップの層厚方向
変化を示すグラフ。
【図１６】μＷ電力の時間変化及びバンドギャップの層
厚方向の変化を示すグラフ。
【図１７】ガス流量と水素含有量の層厚方向の変化及び
バンドギャップの層厚方向変化を示すグラフ。
【図１８】Ｓｉ２Ｈ６流量、ＤＣバイアス、ＲＦ電力、
μＷ電力の変化パターンを示すグラフ。
【図１９】トリプル型太陽電池の層構成を示す概念図。
【図２０】発電システムの一例を示すブロック図。
【図２１】ｐ／ｉ界面に第２のＳｉ層を有する光起電力
素子
【図２２】Ｂ２ Ｈ６ ／Ｈ２ ガス流量、ＰＨ３ ／
Ｈ２ ガス流量の時間変化及びＢ含有量、Ｐ含有量の層
厚方向変化を示すグラフ。
【図２３】積層構造の断面を示すＴＥＭ像。
【符号の説明】 １０１、１２１ 裏面電極 １０２ ｎ型シリコン基板 １０３ 第１のｐ型層 １０４ ｎ型層 １０５ Ｓｉ型層 １０６ ｉ型層 １０７ 第２のｐ型層 １０８、１２８ 透明電極 １０９、１２９ 集電電極 １２２ ｐ型シリコン基板 １２３ 第１のｎ型層 １２４ ｐ型層 １２５ ｉ型層 １２６ Ｓｉ層 １２７ 第２のｎ型層 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 マイクロ波導波部 ４１３ 誘電体窓 ４１５ シャッター ２０００ 原料ガス供給装置 ２００１〜２００８、２０２１〜２０２８ バルブ ２０１１〜２０１８ マスフローコントローラー ２０３１〜２０３８ 圧力調整器、 ２０４１〜２０４８ 原料ガスボンベ。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平４−255273（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−191578（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−8979（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−175681（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−224371（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−131073（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−266017（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−129822（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−199684（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−72226（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−152173（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01L 31/04 - 31/078 H01L 21/205

Claims (14)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 多結晶シリコンまたは単結晶シリコンか
    らなるｎ型基板上に、微結晶シリコンまたは多結晶シリ
    コンまたは単結晶シリコンからなる第１のｐ型層、非単
    結晶半導体材料からなるｎ型層、非単結晶シリコン系材
    料からなるＳｉ層、非単結晶半導体材料からなるｉ型
    層、及び非単結晶半導体材料からなる第２のｐ型層が順
    次積層された光起電力素子、あるいは多結晶シリコンま
    たは単結晶シリコンからなるｐ型基板上に、微結晶シリ
    コンまたは多結晶シリコンまたは単結晶シリコンからな
    る第１のｎ型層、非単結晶半導体材料からなるｐ型層、
    非単結晶半導体材料からなるｉ型層、非単結晶シリコン
    系材料からなるＳｉ層、及び非単結晶半導体材料からな
    る第２のｎ型層が順次積層された光起電力素子におい
    て、 前記ｉ型層はシリコン原子とゲルマニウム原子を含有
    し、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の位置が層厚の中央の位置より前
    記第２のｐ型層またはｐ型層の方向に片寄っており、か
    つ、前記ｉ型層は、炭素原子または／及び酸素原子また
    は／及び窒素原子を含有するとともに、水素原子または
    ／及びハロゲン原子を、シリコン原子の多いところでは
    多く、シリコン原子が少ないところでは少なく含有する
    ことを特徴とする光起電力素子。
  2. 【請求項２】 前記ｉ型層と第２のｐ型層またはｐ型層
    との間に非単結晶シリコン材料からなる第２のＳｉ層を
    設けたことを特徴とする請求項１に記載の光起電力素
    子。
  3. 【請求項３】 前記第２のｐ型層または第２のｎ型層、
    ｎ型層またはｐ型層、及び第１のｐ型層または第１のｎ
    型層の内少なくとも一つの層は、シリコン原子を主構成
    元素とし価電子制御剤として周期律第ＩＩＩ族元素また
    は第Ｖ族元素または第ＶＩ元素を含有する層（Ａ層）
    と、周期律第ＩＩＩ族元素または第Ｖ族元素または第Ｖ
    Ｉ元素を主構成元素とする層（Ｂ層）と、の積層構造で
    あることを特徴とする請求項１または２に記載の光起電
    力素子。
  4. 【請求項４】 前記Ａ層は、炭素、酸素及び窒素の内少
    なくとも１つを含有することを特徴とする請求項３に記
    載の光起電力素子。
  5. 【請求項５】 前記ｉ型層は、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を共に含有するこ
    とを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の光
    起電力素子。
  6. 【請求項６】 前記アクセプターとなる価電子制御剤は
    周期律表第ＩＩＩ族元素であり、前記ドナーとなる価電
    子制御剤は周期律表第Ｖ族元素または／及び第ＶＩ族元
    素であることを特徴とする請求項５に記載の光起電力素
    子。
  7. 【請求項７】 前記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が前記ｉ型層内で分布してい
    ることを特徴とする請求項５または６に記載の光起電力
    素子。
  8. 【請求項８】 前記ｉ型層の２つの界面の内少なくとも
    一方に、バンドギャップの最大値があって、該バンドギ
    ャップ最大値の領域が１〜３０ｎｍであることを特徴と
    する請求項１〜７のいずれか１項に記載の光起電力素
    子。
  9. 【請求項９】 前記炭素原子または／及び酸素原子また
    は／及び窒素原子の分布は、前記水素原子または／及び
    ハロゲン原子の分布とは反対であることを特徴とする請
    求項１に記載の光起電力素子。
  10. 【請求項１０】 前記Ｓｉ層は、周期律表第Ｖ族元素及
    び／または第Ｖ族元素を含有することを特徴とする請求
    項１〜９のいずれか１項に記載の光起電力素子。
  11. 【請求項１１】 前記Ｓｉ層は、周期律表第ＩＩＩ族元
    素と、周期律表第Ｖ族元素及び／または第ＶＩ族元素と
    を共に含有させることを特徴とする請求項１〜９のいず
    れか１項に記載の光起電力素子。
  12. 【請求項１２】 多結晶シリコンまたは単結晶シリコン
    からなるｎ型基板上に、微結晶シリコンまたは多結晶シ
    リコンまたは単結晶シリコンからなる第１のｐ型層、非
    単結晶半導体材料からなるｎ型層、非単結晶シリコン系
    材料からなるＳｉ層、非単結晶半導体材料からなるｉ型
    層、及び非単結晶半導体材料からなる第２のｐ型層が順
    次積層された光起電力素子、あるいは多結晶シリコンま
    たは単結晶シリコンからなるｐ型基板上に、微結晶シリ
    コンまたは多結晶シリコンまたは単結晶シリコンからな
    る第１のｎ型層、非単結晶半導体材料からなるｐ型層、
    非単結晶半導体材料からなるｉ型層、非単結晶シリコン
    系材料からなるＳｉ層、及び非単結晶半導体材料からな
    る第２のｎ型層が順次積層された光起電力素子の製造方
    法において、 前記ｉ型層はシリコン原子とゲルマニウム原子を含有す
    るとともに炭素原子または／及び酸素原子または／及び
    窒素原子を含有し、さらに、水素原子または／及びハロ
    ゲン原子を、シリコン原子の多いところでは多く、シリ
    コン原子が少ないところでは少なく含有し、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
    極小値の位置が層厚の中央の位置より前記第２のｐ型層
    またはｐ型層の方向に片寄るように、内圧５０ｍＴｏｒ
    ｒ以下の真空度で、堆積膜堆積用の原料ガスを１００％
    分解するのに必要なマイクロ波エネルギーよりも低いマ
    イクロ波エネルギーと該マイクロ波エネルギーよりも高
    いＲＦエネルギーとを同時に該原料ガスに作用させて形
    成することを特徴とする光起電力素子の製造方法。
  13. 【請求項１３】 前記Ｓｉ層はＲＦプラズマＣＶＤ法に
    よって形成され、堆積速度が２ｎｍ／ｓｅｃ以下で、層
    厚が３０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１２に
    記載の光起電力素子。
  14. 【請求項１４】 請求項１〜１１のいずれか１項に記載
    の光起電力素子と、該光起電力素子の電圧及び／または
    電流をモニターし蓄電池及び／または外部負荷への前記
    光起電力素子からの電力の供給を制御するシステムと、
    前記光起電力素子からの電力の蓄積及び／または外部負
    荷への電力の供給を行う蓄電池と、から構成されている
    ことを特徴とする発電システム。
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