JPH0265121A - アモルファスシリコンゲルマニウム膜の製法 - Google Patents
アモルファスシリコンゲルマニウム膜の製法Info
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- JPH0265121A JPH0265121A JP63213650A JP21365088A JPH0265121A JP H0265121 A JPH0265121 A JP H0265121A JP 63213650 A JP63213650 A JP 63213650A JP 21365088 A JP21365088 A JP 21365088A JP H0265121 A JPH0265121 A JP H0265121A
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Classifications
-
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E10/00—Energy generation through renewable energy sources
- Y02E10/50—Photovoltaic [PV] energy
Landscapes
- Photovoltaic Devices (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明はアモルファスシリコンゲルマニウム（ａ −Ｓ
ｉＧｅ ： Ｈ）膜の製法に係り、特にタンデム型太陽
電池の光電変換層その他の製膜法として有用である。
ｉＧｅ ： Ｈ）膜の製法に係り、特にタンデム型太陽
電池の光電変換層その他の製膜法として有用である。
アモルファスシリコン（ａ −Ｓｉ ： Ｈ）太陽電池
は単結晶シリコン太陽電池よりも製造が容易であるため
、太陽電池の開発の中心に位置付けられている。しかし
ながら、まだ光電変換効率が低い、信頼性が充分でない
などの問題が残されている。
は単結晶シリコン太陽電池よりも製造が容易であるため
、太陽電池の開発の中心に位置付けられている。しかし
ながら、まだ光電変換効率が低い、信頼性が充分でない
などの問題が残されている。
そこで、高効率化、高信頼性化を実現するために、光電
変換層（ｐｉｎ又はｎｉｐ構造）を積層したタンデム型
太陽電池の開発が推進されている。
変換層（ｐｉｎ又はｎｉｐ構造）を積層したタンデム型
太陽電池の開発が推進されている。
このタンデム型太陽電池の開発では高品質の狭光学バン
ドギャップ材料の開発が要求とされ、その候補としてａ
−ＳｉＧｅ ： Ｈが期待されている。
ドギャップ材料の開発が要求とされ、その候補としてａ
−ＳｉＧｅ ： Ｈが期待されている。
ａ −５ｔＧｅ ： Ｈ膜はプラズマ放電下でシラン（
ＳｉＨ＊）などのシリコン源とゲルマンＧｅ１１４など
のゲルマニウム源を必要に応じて水素の存在下で反応さ
せ、シリコンとゲルマニウムの混合（合金）膜として堆
積させて形成される。そして、水素希釈法、水銀増感Ｃ
ＶＤ法、ＥＣＲプラズマ法などにより、ａ −ＳｉＧｅ
： Ｈ膜の高品質化が検討されてきている。
ＳｉＨ＊）などのシリコン源とゲルマンＧｅ１１４など
のゲルマニウム源を必要に応じて水素の存在下で反応さ
せ、シリコンとゲルマニウムの混合（合金）膜として堆
積させて形成される。そして、水素希釈法、水銀増感Ｃ
ＶＤ法、ＥＣＲプラズマ法などにより、ａ −ＳｉＧｅ
： Ｈ膜の高品質化が検討されてきている。
水素希釈法とは原ギ」ガスの高水素希釈により、多量の
水素ラジカルを供給して、製膜表面からの脱離水素を補
うことによって、高品質化を図ろうとするものである。
水素ラジカルを供給して、製膜表面からの脱離水素を補
うことによって、高品質化を図ろうとするものである。
ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈはａ Ｓ＋：＋（に比べてま
だ、先任導度が低い、欠陥濃度が高い、など膜質が劣っ
ているのが現状である。上記水素希釈法によれば製膜時
の水素脱離による欠陥発生を抑制する効果があるとされ
るが、高希釈の水素をプラズマ化するため高い高周波出
力が用いられ、そのため下地層に損傷を与え、太陽電池
では界面特性が悪化する不都合がある。
だ、先任導度が低い、欠陥濃度が高い、など膜質が劣っ
ているのが現状である。上記水素希釈法によれば製膜時
の水素脱離による欠陥発生を抑制する効果があるとされ
るが、高希釈の水素をプラズマ化するため高い高周波出
力が用いられ、そのため下地層に損傷を与え、太陽電池
では界面特性が悪化する不都合がある。
そこで、本発明は高品質のａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜の
製法、とくに下地層を損傷することのない高品質のａ−
ＳｉＧｅ ：膜の製法を提供することを目的とする。
製法、とくに下地層を損傷することのない高品質のａ−
ＳｉＧｅ ：膜の製法を提供することを目的とする。
（課題を解決するための手段〕
本発明者らは上記目的を達成するために鋭意努力する過
程で、ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ（又はａ−Ｇｅ：）（）
膜とａ−Ｓｉ：Ｈ膜の製膜を間歇的に行なう方法及び２
１−ＳｉＧｅ ： Ｈ膜の製膜とＨ２処理を間歇的に行
なう方法によって、上記目的が達成されることを見い出
し、本発明を完成した。
程で、ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ（又はａ−Ｇｅ：）（）
膜とａ−Ｓｉ：Ｈ膜の製膜を間歇的に行なう方法及び２
１−ＳｉＧｅ ： Ｈ膜の製膜とＨ２処理を間歇的に行
なう方法によって、上記目的が達成されることを見い出
し、本発明を完成した。
こうして、第１の発明として、プラズマＣＶＤ法でアモ
ルファスゲルマニウム（ａ −Ｇｅ ： Ｈ） 膜又は
アモルファスシリコンゲルマニウム（ａＳｉＧｅ：ｌ（
）膜とアモルファスシリコン（ａ Ｓｉ：Ｈ）膜とを
充分に薄く交互に堆積して、超格子構造を形成すること
なく合金化したアモルファスシリコンゲルマニウム（ａ
−ＳｉＧｅ ： Ｈ）膜を形成することを特（衣とす
るアモルファスシリコンゲルマニウム膜の製法が、そし
て第２の発明として、プラズマＣＶＤ法でアモルファス
シリコンゲルマニウム（ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ）膜の
堆積と水素プラズマ処理とを交互に行なって所望の厚み
のアモルファスシリコンゲルマニウム（ａ −ＳｉＧｅ
： Ｉ（） ｌ］Ｑヲ形成することを特徴とするアモ
ルファスシリコンゲルマニウム膜の製法が提供される。
ルファスゲルマニウム（ａ −Ｇｅ ： Ｈ） 膜又は
アモルファスシリコンゲルマニウム（ａＳｉＧｅ：ｌ（
）膜とアモルファスシリコン（ａ Ｓｉ：Ｈ）膜とを
充分に薄く交互に堆積して、超格子構造を形成すること
なく合金化したアモルファスシリコンゲルマニウム（ａ
−ＳｉＧｅ ： Ｈ）膜を形成することを特（衣とす
るアモルファスシリコンゲルマニウム膜の製法が、そし
て第２の発明として、プラズマＣＶＤ法でアモルファス
シリコンゲルマニウム（ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ）膜の
堆積と水素プラズマ処理とを交互に行なって所望の厚み
のアモルファスシリコンゲルマニウム（ａ −ＳｉＧｅ
： Ｉ（） ｌ］Ｑヲ形成することを特徴とするアモ
ルファスシリコンゲルマニウム膜の製法が提供される。
本発明の特徴はプラズマＣＶＤ法においてガスを短時間
（数秒程度）で切り換えながら数原子層ごとに製膜又は
水素プラズマ処理することである。
（数秒程度）で切り換えながら数原子層ごとに製膜又は
水素プラズマ処理することである。
このための装置としては、第１図を参照すると、通常の
プラズマＣＶＤ反応装置、ここでは容量結合型ＲＦプラ
ズマＣＶＤ反応室１に、異なる原料ガス種のためのガス
供給源２．３及びガス切換弁４を設けると共に、ガスを
切り換える間、製膜を停止するためのメカニカルシャ、
り５を設け、さらに、分解エネルギーの異なる原料ガス
種に応じて適正な分解条件が選べるように、ガスの切換
えと放電出力の調整及びシャッターの開閉をコンピュー
タ６で制御する。なお、図中、７は真空系、８はＲＦ電
源、９は基板側電極、ｌＯは対向電極、１１はプラズマ
空間である。
プラズマＣＶＤ反応装置、ここでは容量結合型ＲＦプラ
ズマＣＶＤ反応室１に、異なる原料ガス種のためのガス
供給源２．３及びガス切換弁４を設けると共に、ガスを
切り換える間、製膜を停止するためのメカニカルシャ、
り５を設け、さらに、分解エネルギーの異なる原料ガス
種に応じて適正な分解条件が選べるように、ガスの切換
えと放電出力の調整及びシャッターの開閉をコンピュー
タ６で制御する。なお、図中、７は真空系、８はＲＦ電
源、９は基板側電極、ｌＯは対向電極、１１はプラズマ
空間である。
第１（７）発明では、ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜又はａ
−Ｇｅニトロ漠のｖＡ膜とａ−Ｓｉ：）（膜の製膜とを
交互に繰り返して行なう。ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈの膜
質がａ −３ｉ ： Ｈに比べて低いことの理由として
、ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ製膜の際、Ｇｅ−Ｈの結合エ
ネルギーがＳｉ−Ｈに比べて弱いために成長表面からＧ
ｅに結合した水素は抜は易く、そのためにＳｉｌｌ：１
． Ｇｅｌ＋＊等の活性種の表面移動度が低下し、ａ−
Ｓｉ：Ｈに比べて膜質が低下してしまうと考えられてい
る。これに対し、ａＳｉＧｅ ： Ｈ膜又はａ−Ｇｅ：
Ｉ（膜の製膜後直ちにａＳｉ：）１膜の製膜を行なうと
、ａ−Ｇｅ：Ｈ又はａＳｉＧｅ：Ｈ膜の成長表面はＳｉ
で覆われるため、水素の表面被覆率が向上し、Ｇｅｌ！
：＋等の活性種の表面（多動塵が向上するので良質のａ
−ＳｉＧｅ ： ｌ−１膜が得られると考えられる。
−Ｇｅニトロ漠のｖＡ膜とａ−Ｓｉ：）（膜の製膜とを
交互に繰り返して行なう。ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈの膜
質がａ −３ｉ ： Ｈに比べて低いことの理由として
、ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ製膜の際、Ｇｅ−Ｈの結合エ
ネルギーがＳｉ−Ｈに比べて弱いために成長表面からＧ
ｅに結合した水素は抜は易く、そのためにＳｉｌｌ：１
． Ｇｅｌ＋＊等の活性種の表面移動度が低下し、ａ−
Ｓｉ：Ｈに比べて膜質が低下してしまうと考えられてい
る。これに対し、ａＳｉＧｅ ： Ｈ膜又はａ−Ｇｅ：
Ｉ（膜の製膜後直ちにａＳｉ：）１膜の製膜を行なうと
、ａ−Ｇｅ：Ｈ又はａＳｉＧｅ：Ｈ膜の成長表面はＳｉ
で覆われるため、水素の表面被覆率が向上し、Ｇｅｌ！
：＋等の活性種の表面（多動塵が向上するので良質のａ
−ＳｉＧｅ ： ｌ−１膜が得られると考えられる。
そして、いずれにせよ、このようなａ −ＳｉＧｅ ：
Ｈ又はａ−Ｇｅ：Ｈ膜とａＳｉ ： ＩＩ膜を間歇的
に製膜することによって、低水素希釈、低パワーで電気
的特性に優れたａ ＳｉＧｅ：Ｉ（膜を得ることがで
きる。
Ｈ又はａ−Ｇｅ：Ｈ膜とａＳｉ ： ＩＩ膜を間歇的
に製膜することによって、低水素希釈、低パワーで電気
的特性に優れたａ ＳｉＧｅ：Ｉ（膜を得ることがで
きる。
この間歇製膜における個々のａ −ＳｉＧｅ ： ＩＩ
膜、ａ−Ｇｅ：ｆ（膜、ａ −Ｓｉ ： Ｈ膜の製膜は
、短時間で切換えること、低水素希釈、低パワーでもよ
い点を除けば、従来より慣用の手法と同様に行なうこと
ができる。
膜、ａ−Ｇｅ：ｆ（膜、ａ −Ｓｉ ： Ｈ膜の製膜は
、短時間で切換えること、低水素希釈、低パワーでもよ
い点を除けば、従来より慣用の手法と同様に行なうこと
ができる。
ａ −Ｇｅ ： ＩＩの製膜はＧｅ、ｌ１１ｚｎ−ｚ
、Ｇｅ、Ｉｌｚ。
、Ｇｅ、Ｉｌｚ。
ＧｅＪＩＪｚ、、−ｍ＋ｚ（Ｘはハロゲン原子）などの
ゲルマニウム源のガスに、必要に応じて水素ガス、希ガ
ス、さらにはａ−Ｇｅ：）ｌをｐ型又はｎ型の導電型を
付与するためのドーピングガスを混合した原料ガスの存
在下、プラズマＣＶＤによりａ −Ｇｅ ： Ｅ−１を
堆積させて行なう。水素の希釈倍率は３０倍以下、より
好ましくは１〜１５倍が好ましい。本発明では個々のａ
−Ｇｅ：）Ｉ膜の膜厚を数オングストロームに制御する
必要があるので、ゲルマニウム源、例えばＧｅＨａだけ
では膜厚制御が困難であるので、多少の水素で希釈して
、割膜速度を下げることが望ましい。一方、水素の希釈
倍率を高めると高パワーが必要になり、下地を損傷する
ので望ましくない。
ゲルマニウム源のガスに、必要に応じて水素ガス、希ガ
ス、さらにはａ−Ｇｅ：）ｌをｐ型又はｎ型の導電型を
付与するためのドーピングガスを混合した原料ガスの存
在下、プラズマＣＶＤによりａ −Ｇｅ ： Ｅ−１を
堆積させて行なう。水素の希釈倍率は３０倍以下、より
好ましくは１〜１５倍が好ましい。本発明では個々のａ
−Ｇｅ：）Ｉ膜の膜厚を数オングストロームに制御する
必要があるので、ゲルマニウム源、例えばＧｅＨａだけ
では膜厚制御が困難であるので、多少の水素で希釈して
、割膜速度を下げることが望ましい。一方、水素の希釈
倍率を高めると高パワーが必要になり、下地を損傷する
ので望ましくない。
その他好ましい操作条件は下記の通りである。
虹襄互公■皿 、ｋ息好遣」」刃に訓電力２Ｍ度
０．０１〜０．１ ’Ｗ／ ｃｄ ０．０１〜０．０
５Ｗ／ｃｄ基板温度 １００〜３５０℃ １５０
〜２５０℃圧力 ０．０１〜ｌ ｔｏｒｒ Ｏ，０５
〜０．５ ｔｏｒｒａ −ＳｉＧｅ ： Ｈの！！膜は
ａ−Ｇｅ：Ｈの製膜と同様であるが、原料ガスとしてゲ
ルマニウム源とシリコン源の両方を含む必要がある。ゲ
ルマニウム源とシリコン源の存在比としては、１：１〜
１：５が好ましい。ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ製膜の好ま
しい操作条件はａ−Ｇｅ：）（と同様である。
０．０１〜０．１ ’Ｗ／ ｃｄ ０．０１〜０．０
５Ｗ／ｃｄ基板温度 １００〜３５０℃ １５０
〜２５０℃圧力 ０．０１〜ｌ ｔｏｒｒ Ｏ，０５
〜０．５ ｔｏｒｒａ −ＳｉＧｅ ： Ｈの！！膜は
ａ−Ｇｅ：Ｈの製膜と同様であるが、原料ガスとしてゲ
ルマニウム源とシリコン源の両方を含む必要がある。ゲ
ルマニウム源とシリコン源の存在比としては、１：１〜
１：５が好ましい。ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ製膜の好ま
しい操作条件はａ−Ｇｅ：）（と同様である。
ａ−Ｓｉ：Ｉ（の製膜はａ−Ｇｅ：Ｈの製膜と同様にし
て行う。原料ガスとしては、５ＩｎＨｚｎ＋ｚ ＋Ｓｉ
、１ｌｚｎ ＋ ＳｉｎＨＪｚ、、−ｅ＋＋ｚ（Ｘはハ
ロゲン原子）などのシリコン源のガスに、必要に応じて
水素、希ガス、さらにはドーピングガスを含むガスを用
いる。
て行う。原料ガスとしては、５ＩｎＨｚｎ＋ｚ ＋Ｓｉ
、１ｌｚｎ ＋ ＳｉｎＨＪｚ、、−ｅ＋＋ｚ（Ｘはハ
ロゲン原子）などのシリコン源のガスに、必要に応じて
水素、希ガス、さらにはドーピングガスを含むガスを用
いる。
前記の如く、ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ又はａ−Ｇｅ：Ｈ
膜とａ −Ｓｉ ： Ｈ膜とは交互に製膜するが、これ
らの膜の積層周期の膜厚が大きくなると超格子構造を呈
するようになるので、本発明では積層周期が超格子構造
を呈しないような厚さ、典型的には１７人未満、好まし
くは１５Å以下、より好ましくは１〜１０人であるよう
に選択する。本発明ではこのように積層周１■が超格子
構造をなさない程度の積Ｎ構造を広義の合金化として把
握するものである。個別ａ ＳｉＧｅ ： Ｉｆ又は
ａ −Ｇｅ ： Ｉ−（膜及びａＳｉ ： ］−ｉ膜の
厚みを小さくしてゆけばＧｅとＳｉがより均一に分散し
た合金化膜が得られるであろう。
膜とａ −Ｓｉ ： Ｈ膜とは交互に製膜するが、これ
らの膜の積層周期の膜厚が大きくなると超格子構造を呈
するようになるので、本発明では積層周期が超格子構造
を呈しないような厚さ、典型的には１７人未満、好まし
くは１５Å以下、より好ましくは１〜１０人であるよう
に選択する。本発明ではこのように積層周１■が超格子
構造をなさない程度の積Ｎ構造を広義の合金化として把
握するものである。個別ａ ＳｉＧｅ ： Ｉｆ又は
ａ −Ｇｅ ： Ｉ−（膜及びａＳｉ ： ］−ｉ膜の
厚みを小さくしてゆけばＧｅとＳｉがより均一に分散し
た合金化膜が得られるであろう。
また、ａ −８ｉＧｅ ： Ｈ又はａ−Ｇｅ：Ｈ膜とａ
−３ｉ：Ｈ膜との膜厚の比は３：１〜１：３で、特に１
：１程度が好ましい。
−３ｉ：Ｈ膜との膜厚の比は３：１〜１：３で、特に１
：１程度が好ましい。
第２の発明ではａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜の製膜と水素
プラズマ処理を交互に行なう。こうして得られる膜は同
一光学ギャップで比較すると水素プラズマ処理なしの場
合よりも電気伝導度が向上する。こうして得られた膜の
電子スピン共鳴分析から欠陥密度及び膜中水素量は水素
プラズマ処理なしの場合と変化していないので、ａ −
ＳｉＧｅ ： Ｈ膜成長表面に残ったＧｅの未結合手を
水素で終端されたのではないと考えられ、一方得られた
膜の昇温水素ガス放出特性では水素プラズマ処理なしの
場合と比べて低温ピークが消失しているので、水素処理
によりａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜成長表面でＳｉＧｅの
ネットワークの綴和か充分に進み、膜の緻密化が図られ
たものと考えられる。その結果、電気伝導度などの電気
特性が向上したものと考えられる。
プラズマ処理を交互に行なう。こうして得られる膜は同
一光学ギャップで比較すると水素プラズマ処理なしの場
合よりも電気伝導度が向上する。こうして得られた膜の
電子スピン共鳴分析から欠陥密度及び膜中水素量は水素
プラズマ処理なしの場合と変化していないので、ａ −
ＳｉＧｅ ： Ｈ膜成長表面に残ったＧｅの未結合手を
水素で終端されたのではないと考えられ、一方得られた
膜の昇温水素ガス放出特性では水素プラズマ処理なしの
場合と比べて低温ピークが消失しているので、水素処理
によりａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜成長表面でＳｉＧｅの
ネットワークの綴和か充分に進み、膜の緻密化が図られ
たものと考えられる。その結果、電気伝導度などの電気
特性が向上したものと考えられる。
ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈの製膜は第１の発明におけると
同様に行なうことができる。
同様に行なうことができる。
ａ −ＳｉＧｅ ｉ Ｈ製膜の間に行なう水素プラズマ
処理は次のような条件で行なうことが好ましい。
処理は次のような条件で行なうことが好ましい。
基十反温度 １００〜３５０ ℃圧力
０．０１〜ｌ ｔｏｒｒ 電力密度 ０．０１〜０．２ ’Ｗ／ ｃｔＡ処理時
間 １〜３０秒 〔実施例〕 尖硲貰土 第１図に示した装置でａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ／ ａ
−３ｉ ：Ｈ）１９を製膜した。基１反としてガラス基
）反（コーニング社７０５９ ）を用い、ａ ＳｉＧ
ｅ ： ｌ（製膜はＧｅＨ，：ＳｉＨｔ ； Ｈｚ＝
１ ： ３ ： ４ （モル比）を原料ガスとして一回
の製膜で３．０人の膜厚にした。一方、ａ〜Ｓｉｆｔ（
製膜ばＳ ｉ ＩＩ ａを原料ガスとして一回の製膜で
１．５人の膜厚にした。その他の操作条件としては、放
電圧力１００ｍＴｏｒｒ、ガス流’ＦＪ ５０ ｓｅｃ
ｍ、基板温度２５０℃、電力密度０．０３Ｖ／ｃｏｔと
した。これらの膜の製膜を繰り返して最終膜厚を２５０
０人にした。
０．０１〜ｌ ｔｏｒｒ 電力密度 ０．０１〜０．２ ’Ｗ／ ｃｔＡ処理時
間 １〜３０秒 〔実施例〕 尖硲貰土 第１図に示した装置でａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ／ ａ
−３ｉ ：Ｈ）１９を製膜した。基１反としてガラス基
）反（コーニング社７０５９ ）を用い、ａ ＳｉＧ
ｅ ： ｌ（製膜はＧｅＨ，：ＳｉＨｔ ； Ｈｚ＝
１ ： ３ ： ４ （モル比）を原料ガスとして一回
の製膜で３．０人の膜厚にした。一方、ａ〜Ｓｉｆｔ（
製膜ばＳ ｉ ＩＩ ａを原料ガスとして一回の製膜で
１．５人の膜厚にした。その他の操作条件としては、放
電圧力１００ｍＴｏｒｒ、ガス流’ＦＪ ５０ ｓｅｃ
ｍ、基板温度２５０℃、電力密度０．０３Ｖ／ｃｏｔと
した。これらの膜の製膜を繰り返して最終膜厚を２５０
０人にした。
得られた膜の光学エネルギーバンドギャップ（Ｅｇｏ、
ｔ）、へ？ｌ−１下での光転導度（σＡ□＋）、及び暗
転導度（σｄ）を測定した。結果を表１に示す。
ｔ）、へ？ｌ−１下での光転導度（σＡ□＋）、及び暗
転導度（σｄ）を測定した。結果を表１に示す。
次財直１１
実施例１と同様にしてａ−Ｇｅ： ）（／ａ−Ｓｉ：
Ｈ膜を製膜した。ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜に代えて、
ａ −Ｇｅ：■］をＧｅＨｔ ： Ｈｚ＝ １ ： ９
（モル比）の原料ガスで各回１．５人の膜厚に製膜
した以外、実施例１と同様の条件とした。
Ｈ膜を製膜した。ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜に代えて、
ａ −Ｇｅ：■］をＧｅＨｔ ： Ｈｚ＝ １ ： ９
（モル比）の原料ガスで各回１．５人の膜厚に製膜
した以外、実施例１と同様の条件とした。
得られた膜の特性評価も実施例１におけると同様にした
。結果を表１に示す。
。結果を表１に示す。
此ｌｕ鉗１
第１図の装置で、但し原料ガスを間歇的に切り換えるの
ではなく、混合ガスとして供給して、他は同様の条件下
で低水素希釈ａ −ＳｉＧｅ ： ｆ１膜を２５００人
の厚みまで１回で製膜した。原料混合ガスはＧｅＨ４：
Ｓｉｔ１４： ！（２＝ １ ： ４ ： ５ （
モル比）を用い、た。−すなわち２倍Ｈ２希釈−０放電
電力密度は０ 、０３ｙ ／ ｃｎｌであった。
ではなく、混合ガスとして供給して、他は同様の条件下
で低水素希釈ａ −ＳｉＧｅ ： ｆ１膜を２５００人
の厚みまで１回で製膜した。原料混合ガスはＧｅＨ４：
Ｓｉｔ１４： ！（２＝ １ ： ４ ： ５ （
モル比）を用い、た。−すなわち２倍Ｈ２希釈−０放電
電力密度は０ 、０３ｙ ／ ｃｎｌであった。
得られた膜の特性評価を実施例１におけると同様に行な
った。結果を表１に示す。
った。結果を表１に示す。
止較拠Ｉ
比較例１と同様にして、但し原料ガスとしてＧｅ１１４
： Ｓｉｌ１４： １ｌｚ＝ １ ： ４ ： １００
（２０倍Ｈｚ希釈）を用いて高水素希釈ａ −ＳｉＧｅ
： Ｈ膜を２５００人の厚みに１回で製膜した。放電
電力密度は０． ｌ ５Ｗ ／ ｃｒＡであった。
： Ｓｉｌ１４： １ｌｚ＝ １ ： ４ ： １００
（２０倍Ｈｚ希釈）を用いて高水素希釈ａ −ＳｉＧｅ
： Ｈ膜を２５００人の厚みに１回で製膜した。放電
電力密度は０． ｌ ５Ｗ ／ ｃｒＡであった。
得られた膜の特性を前と同様に評価した結果を表２に示
す。
す。
表１より、実施例１及び２のａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜
は、低水素希釈膜（比較例１）と比べて光転導度が向上
し、暗導電度は低下している。高水素希釈膜（比較例２
）と比べても光転導度及び暗Ｂ電度とも同等である。ま
た、実施例１及び２では比較例２ （高水素希釈膜）と
比べて低水素希釈、低電力密度で操作されている。
は、低水素希釈膜（比較例１）と比べて光転導度が向上
し、暗導電度は低下している。高水素希釈膜（比較例２
）と比べても光転導度及び暗Ｂ電度とも同等である。ま
た、実施例１及び２では比較例２ （高水素希釈膜）と
比べて低水素希釈、低電力密度で操作されている。
実施例１と同様にして、但し、ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ
／ａ−３ｉ：）（の積層周期の厚みを変えて、得られた
膜をＸ線敗乱を調べた結果を第２図に示す。これより、
積層周期が１７Å以上では回折ピークが現われ、超格子
構造になっているが、８Å以下ではこのようなピークが
なく、膜は周期性のない合金になっていることが示され
る。同様にして、実施例１支び２の膜は超格子構造をつ
くらず合金化していることも４’ｆｌ ＬＱされた。
／ａ−３ｉ：）（の積層周期の厚みを変えて、得られた
膜をＸ線敗乱を調べた結果を第２図に示す。これより、
積層周期が１７Å以上では回折ピークが現われ、超格子
構造になっているが、８Å以下ではこのようなピークが
なく、膜は周期性のない合金になっていることが示され
る。同様にして、実施例１支び２の膜は超格子構造をつ
くらず合金化していることも４’ｆｌ ＬＱされた。
実力８１□モ２１ｉ ３
実施例１と同様にして、但し、今回はａ −ＳｉＧｅ：
ＩＩ膜を製膜後、原料ガスをＳｉＨａ＋Ｈ□に切り換え
るのではなくＨ２に切り換えて水素プラズマ処理を行な
うようにした。ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜は１回当り３
、０人の厚みに製膜し、水素プラズマ処理の条件は温度
、ガス流量と圧力は変えず、電力密度を０、０６Ｗ／
ｃｄとし５秒間処理した。
ＩＩ膜を製膜後、原料ガスをＳｉＨａ＋Ｈ□に切り換え
るのではなくＨ２に切り換えて水素プラズマ処理を行な
うようにした。ａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜は１回当り３
、０人の厚みに製膜し、水素プラズマ処理の条件は温度
、ガス流量と圧力は変えず、電力密度を０、０６Ｗ／
ｃｄとし５秒間処理した。
得られたａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜の光転導度を調べた
。
。
結果を比較例１及び２の光転導度と共に第３図に示す。
実施例３の膜は低水素希釈膜よりも光転導度が向上して
いること、また低水素希釈、低パワーで高水素希釈膜と
同等の光転導度が実現されていることが認められる。
いること、また低水素希釈、低パワーで高水素希釈膜と
同等の光転導度が実現されていることが認められる。
（発明の効果〕
本発明によれば、高光伝導度を有するａ −ＳｉＧｅ：
Ｈ膜の製膜方法が提供され、とくに低水素希釈、低パワ
ーで製膜できるので、下地膜を損傷することも防止され
、特にタンデム構造を有するアモルファス太陽電池に有
利に適用することが可能である。
Ｈ膜の製膜方法が提供され、とくに低水素希釈、低パワ
ーで製膜できるので、下地膜を損傷することも防止され
、特にタンデム構造を有するアモルファス太陽電池に有
利に適用することが可能である。
第１図は本発明の方法を実施するプラズマＣＶＤ装置の
模式図、第２図はａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜のＸ線ｊ１
シ乱スペクトル図、第３図は実施例３のａ ＳｉＧｅ
：１（膜の光転導度を示す図である。 ■・・・プラズマＣＶＤ反応室、 ２．３・・・原料ガス供給源、 ５・・・メカニカルシャ、夕、 ４・・・切換弁、 ６・・・コンピュータ。
模式図、第２図はａ −ＳｉＧｅ ： Ｈ膜のＸ線ｊ１
シ乱スペクトル図、第３図は実施例３のａ ＳｉＧｅ
：１（膜の光転導度を示す図である。 ■・・・プラズマＣＶＤ反応室、 ２．３・・・原料ガス供給源、 ５・・・メカニカルシャ、夕、 ４・・・切換弁、 ６・・・コンピュータ。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、プラズマＣＶＤ法でアモルファスゲルマニウム（ａ
−Ｇｅ：Ｈ）膜又はアモルファスシリコンゲルマニウム
（ａ−ＳｉＧｅ：Ｈ）膜とアモルファスシリコン（ａ−
Ｓｉ：Ｈ）膜とを充分に薄く交互に堆積して、超格子構
造を形成することなく合金化した所望の厚みのアモルフ
ァスシリコンゲルマニウム（ａ−ＳｉＧｅ：Ｈ）膜を形
成することを特徴とするアモルファスシリコンゲルマニ
ウム膜の製法。 ２、プラズマＣＶＤ法でアモルファスシリコンゲルマニ
ウム（ａ−ＳｉＧｅ：Ｈ）膜の堆積と水素プラズマ処理
とを交互に行なって所望の厚みのアモルファスシリコン
ゲルマニウム（ａ−ＳｉＧｅ：Ｈ）膜を形成することを
特徴とするアモルファスシリコンゲルマニウム膜の製法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63213650A JPH0265121A (ja) | 1988-08-30 | 1988-08-30 | アモルファスシリコンゲルマニウム膜の製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63213650A JPH0265121A (ja) | 1988-08-30 | 1988-08-30 | アモルファスシリコンゲルマニウム膜の製法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0265121A true JPH0265121A (ja) | 1990-03-05 |
Family
ID=16642676
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63213650A Pending JPH0265121A (ja) | 1988-08-30 | 1988-08-30 | アモルファスシリコンゲルマニウム膜の製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0265121A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06268240A (ja) * | 1993-03-10 | 1994-09-22 | Hitachi Ltd | 薄膜太陽電池及びその製造方法 |
-
1988
- 1988-08-30 JP JP63213650A patent/JPH0265121A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06268240A (ja) * | 1993-03-10 | 1994-09-22 | Hitachi Ltd | 薄膜太陽電池及びその製造方法 |
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