JPS63182872A - 太陽電池及びその製造方法 - Google Patents

太陽電池及びその製造方法

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JPS63182872A JP62014104A JP1410487A JPS63182872A JP S63182872 A JPS63182872 A JP S63182872A JP 62014104 A JP62014104 A JP 62014104A JP 1410487 A JP1410487 A JP 1410487A JP S63182872 A JPS63182872 A JP S63182872A
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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。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は太陽電池及びその製造方法に関し、特にエネル
ギー変換効率が良好な太陽電池及びその製造方法に関す
る。
［従来の技術及びその問題点］ 各種機器において、駆動エネルギー源として太陽電池が
利用されている。
太陽電池は機能部分にｐｎ接合を用いており。
該ｐｎ接合を構成する半導体としては一般にシリコンが
用いられている。光エネルギーを起電力に変換する効率
の点からは、単結晶シリコンを用いるのが好ましいが、
大面積化及び低コスト化の点からはアモルファスシリコ
ンが有利とされている。
近年においては、アモルファスシリコンなみの低コスト
と単結晶シリコンなみの高エネルギー変換効率とを得る
目的で多結晶シリコンの使用が検討されている。ところ
が、従来提案されている方法では塊状の多結晶をスライ
スして板状体としこれを用いていたために厚さを０．３
ｍｍ以下にすることは困難であり、従ってｐｎ接合に到
達する光量を十分に確保できず、この点でエネルギー変
換効率が十分ではなかった。即ち効率を高めるためには
十分な薄型化が必要である。
そこで、化学的気相成長法（ＣＶＤ）等の薄膜形成技術
を用いて多結晶シリコンの薄膜を形成する試みがなされ
ているが、結晶粒径がせいぜい百分の数ミクロン程度に
しかならず、塊状多結晶シリコンスライス法の場合に比
べてもエネルギー変換効率が低い。
また、上記ＣＶＤ法により形成した多結晶シリコン薄膜
にレーザ光を照射し溶融再結晶化させて結晶粒径を大き
くするという試みもなされているが、低コスト化が十分
でなく、また安定した製造も困難である。
そこで、本発明は、上記従来技術に鑑み、エネルギー変
換効率が良好な太陽電池を提供することを目的とする。
更に１本発明は十分な薄型化が可能であり、これにより
良好なエネルギー変換効率を得ることのできる太陽電池
を提供することを目的とする。
本発明の更に別の目的は、多結晶型の太陽電池において
結晶粒径を大きくすることによりエネルギー変換効率を
向上させることにある。
また１本発明はこの様な太陽電池製造に好適な方法を提
供することを目的とする。
更に２本発明は上記の様な太陽電池を低コスト且つ安定
して製造することのできる方法を提供することをも目的
とする。
［問題点を解決するための手段］ 本発明によれば、以上の如き目的を達成するものとして
。
基体表面上に、該基体表面の材料よりも核形成密度が十
分に大きく且つ単一の核だけが成長する程度に十分微細
な異種材料に基づき形成された第１の導電型の半導体の
実質的単結晶層と該単結晶層の上方の第２の導電型の半
導体の実質的単結晶層とを有することを特徴とする、太
陽電池、及び、 基体表面上に該基体表面の材料よりも核形成密度が十分
に大きく且つ単一の核だけが成長する程度に十分微細な
異種材料を設け次いで堆積により該Ｒ種材料に核を形成
させ該層によって結晶を成長させる工程を含んで上記基
体表面上に第１の導電型の半導体の実質的単結晶層を形
成し、該単結晶層の上方に第２の導電製の半導体の実質
的単結晶層を形成することを特徴とする、太陽電池の製
造方法、 が提供される。
［作用］ 本発明において、基体表面上の第１の導電型の半導体の
実質的単結晶層の形成には、該基体表面上に選択的に堆
積膜を形成する選択堆積法が用いられる。ここで基体と
して板状体（即ち基板）を用いた場合の選択堆積法につ
いて説明する。
選択堆積法とは１表面エネルギ、付着係数、脱離係数１
表面拡散速度等という薄膜形成過程での核形成を左右す
る因子の材料間での差を利用して、基板上に選択的に薄
膜を形成する方法である。
第８図（Ａ）および（Ｂ）は選択堆積法の説明図である
。まず同図（Ａ）に示すように、基板ｌ上に。
基板１と上記因子の異なる材料から成る薄膜２を所望部
分に形成する。そして、適当な堆積条件によって適当な
材料から成る薄膜の堆積を行うと、薄１５ｊ３は薄膜２
上にのみ成長し、基板１上には成長しないという現象を
生じさせることができる。
この現象を利用することで、自己整合的に成形された薄
膜３を成長させることができ、従来のようなレジストを
用いたリングラフィ工程の省略が可能となる。
このような選択堆積法による堆積を行うことができる材
料としては、たとえば基板１としてＳ＋０２　、薄ｌ８
ｉ２としてＳｔ％ＧａＡａ、窒化シリコン。
そして堆積させる薄膜３として’Ｊｉ、　Ｗ　、　Ｇａ
Ａｓ。
１！ＩＰ等がある。
第９図は、５ｉ０２の堆積面と窒化シリコンの堆積面と
の核形成密度の経時変化を示すグラフである。
同グラフが示すように、堆積を開始して間もな（Ｓｉ０
２上での核形成密度は１０３　ａｍ−２以下で飽和し、
２０分後でもその値はほとんど変化しない。
それに対して窒化シリコン（Ｓｉ３　Ｎ　４　）上では
、〜４　Ｘ　１０５　ｃｍ−２で一旦飽和し、それから
１０分はど変化しないが、それ以降は急激に増大する。
なお、この測定例では、５ｉＣ１４ガスをＨ２ガスで希
訳し、圧力１７５　Ｔｏｒｒ、温度１０００℃の条件下
でＣＶＤ法により堆積した場合を示している。他にＳｉ
Ｈ４、ＳｉＨ２０１２、５ｉＨＣ１３、ＳｉＦ　４等を
反応ガスとして用いて、圧力、温度等を調整することで
同様の作用を得ることができる。また、真空蒸着でも可
能である。
この場合、５ｆ０２上の核形成はほとんど問題とならな
いが１反応ガス中にＭＣＩガスを添加することで、Ｓｉ
０２上での核形成を更に抑制し、５ｉ０２上でのＳｉの
堆積を皆無にすることができる。
このような現象は、５ｉ０２および窒化シリコンの材料
表面のＳｉに対する吸着係数、脱離係数、表面拡散係数
等の差によるところが大きいが、Ｓｉ原子自身によって
ＳｉＯ２が反応し、蒸気圧が高い一酸化シリコンが生成
されることでＳｉ０２自身がエツチングされ、窒化シリ
コン上ではこのようなエツチング現象は生じないという
ことも選択堆積を生じさせる原因となっていると考えら
れる（Ｔ、Ｙａｎｅｈａｒａ、Ｓ、Ｙｏｓｈｉｏｋａ、
Ｓ、Ｍｉｙａｚａｗａ　Ｊｏｕｒｎａｌ　ａ４Ａｐｐｌ
ｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　５３．８８３９．１９８２）
　。
このように堆積面の材料としてＳｉ０２および窒化シリ
コンを選択し、堆積材料としてシリコンを選択すれば、
同グラフに示すように十分に大きな核形成密度差を得る
ことができる。なお、ここでは堆積面の材料としてＳｉ
０２が望ましいが、これに限らすＳｉｎｇであっても核
形成密度差を得ることができる。
勿論、これらの材料に限定されるものではなく、核形成
密度の差が同グラフで示すように核の密度で１０２倍以
上であれば十分であり、後に例示するような材料によっ
ても塩８Ｉ膜の十分な選択形成を行うことができる。
この核形成密度差を得る他の方法としては。
５ｉ０２上に局所的にＳｉやＮ等をイオン注入して過剰
にＳｉやＮ等を有する領域を形成してもよい。
このような選択堆積法を利用し、堆積面の材料より核形
成密度の十分大きい異種材料を単一の核だけが成長する
ように十分微細に形成することによって、その微細な異
種材料の存在する箇所だけに単結晶を選択的に成長させ
ることができる。
なお、単結晶の選択的成長は、堆積面表面の電子状態、
特にダングリングボンドの状態によって決定されるため
に、核形成密度の低い材料（たとえばＳｉＯ２）はバル
ク材料である必要はなく、任意の材料や基板等の表面の
みに形成されて上記堆積面を成していればよい。
［実施例］ 以下、本発明の実施例を図面に基づいて詳細に説明する
。
第１図（Ａ）〜（Ｆ）は１本発明による太陽電池の製造
方法の第一実施例を示す工程図であり、第２図（Ａ）お
よび（Ｂ）は、第１図（Ａ）および（Ｄ）における斜視
図である。
まず、第１図（Ａ）および第２図（Ａ）に示すように、
基板４上に、選択堆積を可能にする核形成密度の小さい
薄膜５を形成し、その上に核形成密度の大きい異種材料
を薄く堆積させ、リングラフィ等によってパターニング
することで異種材料８を十分微細に形成する。ただし、
基板４の大きさ、結晶構造および組成は任意のものでよ
＜、ａｉ能素子が形成された基板であってもよい、また
、異種材料６とは、上述したように、ＳｉやＮ等を薄膜
鴫にイオン注入して形成される過剰にＳｉやＮ等を有す
る変質領域も含めるものとする。
次に、適当な堆積条件によって異種材料８だけに薄膜材
料の単一の核が形成される。すなわち。
異種材料６は、単一の核のみが形成される程度に十分微
細に形成する必要がある。異種材料６の大きさは、材料
の種類によって異なるが、数ミクロン以下であればよい
、更に、核は単結晶構造を保ちながら成長し、第１図（
Ｂ）に示すように島状の単結晶粒７となる。島状の単結
晶粒７が形成されるためには、すでに述べたように、薄
ＷＪ５上で全く核形成が起こらないように条件を決める
ことが必要である。
島状の単結晶粒７は単結晶構造を保ちながら異種材料８
を中心して更に成長し、同図（Ｃ）に示すように薄膜５
全体を覆う。
続いて、エツチング又は研磨によって単結晶粒７を平坦
化し、第１図（Ｄ）および第２図（Ｂ）に示すように、
単結晶層８が薄膜５上に形成される。
このように堆積面の材料である薄１５１５が基板４上に
形成されているために、支持体となる基板４は任意の材
料を使用することができ、更に基板４に機能素子等が形
成されたものであっても、その上に容易に単結晶層を形
成することができる。
該単結晶層８は太陽電池の第１の電極層とされるもので
あり、第１の導′ｒｌＬ型（たとえばｎ型）とされる、
即ち、たとえば第１図（Ｄ）の工程の後で、通常のＩＣ
製造プロセスの場合と同様にしてＰ（リン）やＡｓ（ヒ
＊）等の不純物を拡散させたり、あるいはこれら不純物
のイオン打込みを行なったりして上記単結晶層８をｎ型
とする。単結晶Ｊ！＃８への不純物導入は、第１図（Ｂ
）、（Ｃ）の工程にて単結晶成長を行なう際に堆積ガス
中にＰＨ３やＡｓＨ３等のガスを混入することにより、
堆積と同時に行うことも可能である。
次に、第１導電盟の単結晶層８上に、通常のＩＣ製造プ
ロセスで使用されるエピタキシャル成長技術により、第
１図（Ｅ）に示される様に、太陽電池の中間層となる不
純物濃度の比較的低い単結晶Ｎ８ａ形成する。
続いて、上記中間層８ａ上に、エピタキシャル成長技術
により、第１図ＣＦ）に示される様に、単結晶１ａｂを
形成する。該単結晶層は太陽電池の第２の電極層とされ
るものであり、第２の導電型（たとえばｐｆｆｉ）とさ
れる、即ち、たとえば第１図ＣＦ）の工程の後に１通常
のＩＣ製造プロセスの場合と同様にしてＢ（ホウ素）等
の不純物を拡散させたり、あるいはイオン打込みを行な
ったりして上記単結晶＆！Ｆ８ｂをｐｍとする。
以上の様にして、薄膜堆積技術を利用して、第１電極層
８、中間層８ａ及び第２電極暦８ｂの厚さがそれぞれ数
ミクロンから十分の数ミクロン程度の極めて薄い太陽電
池を製造することができる。
尚、第１電極層８の導電型及び第２電極層８ｂの導電型
は上記と逆にしてもよい。
なお、上記実施例では、堆積面の材料を薄膜５で形成し
たが、勿論第３図に示すように、選択堆積を可能にする
核形成密度の小さい材料から成る基板をそのまま用いて
、単結晶層を同様に形成してもよい。
第３図（Ａ）〜（Ｆ）は、本発明の第二実施例を示す工
程図である。同図に示すように１選択堆積を可能にする
核形成密度の小さい材料から成る基板ｓ上に、異種材料
６を十分微小に形成することで、第一実施例と同様にし
て単結晶層８を形成し、以下同様にして太陽電池を製造
することができる。
第４図（Ａ）〜（Ｆ）は１本発明による太陽電池の製造
方法の第三実施例を示す工程図である。
第４図（Ａ）に示すように、非晶質絶縁物基板１１上に
、距＃文を隔てて上記選択堆積を可能とする異種材料１
２を十分に小さく配置する。この距離見は、たとえば所
望のエネルギー変換効率を得るのに必要とされる単結晶
領域の大きさと同じか又はそれ以上に設定される。
次に、適当な堆積条件によって異種材料１２だけに薄膜
材料の単一の核が形成される。すなわち、異種材料１２
は、単一の核のみが形成される程度に十分微細に形成す
る必要がある。異種材料１２の大きさは、材料の種類に
よって異なるが、数ミクロン以下であればよい、更に、
核は単結晶構造を保ちながら成長し、第４図（Ｂ）に示
すように島状の単結晶粒１３となる。島状の単結晶粒１
３が形成されるためには、すでに述べたように、基板ｌ
ｌ上で全く核形成が起こらないように条件を決めること
が必要である。
島状の単結晶粒１３の基板法線方向の結晶方位は、基板
１１の材料および堆積する薄膜材料の界面エネルギを最
小にするように一定に決まる。なぜならば、表面あるい
は界面エネルギは結晶面によって異方性を有するからで
ある。しかしながら、すでに述べたように、非晶質基板
における基板面内の結晶方位は決定されない。
島状の単結晶粒１３は更に成長して、第４図（Ｃ）に示
すように隣りの単結晶粒１３と接触するが、基板面内の
結晶方位は一定ではないために、異種材料１２の中間位
置に結晶粒界１４が形成される。
続いて、単結晶粒１３は三次元的に成長するが。
成長速度の遅い結晶面がファセットとして現われるため
に、エツチング又は研磨によって表面の平坦化を行い、
第４図（Ｄ）に示すように所定の大きさの単結晶の薄膜
が粒界を介して連続的に配列された多結晶層２１を形成
する。該多結晶層を構成する単結晶薄膜の大きさは、上
述したように異種材料１２の間隔見によって決定される
。すなわち、異種材料１２の形成パターンを適当に定め
ることによって、粒界の位置を制御することができ、所
望の大きさの単結晶を所望の配列で形成することができ
る。該多結晶層２１は上記第一実施例と同様にして第１
導電型とされ、太陽電池の第１の電極層となる。
次に、上記第一実施例と同様にして、多結晶層２１上に
、第４図（Ｅ）に示される様に、太陽電池の中間層とな
る不純物濃度の低いＪｉｊ　２１　ａを形成する。この
際、上記選択堆積法を用いて形成された多結晶層２１の
結晶粒界１４と同じ位置に結晶粒界１４ａが形成され、
従って中間層２１ａは多結晶となる。
続いて、上記第一実施例と同様にして、上記中間層２１
ａ上に、第４図（Ｆ）に示される様に。
太陽電池の第２の電極層２１ｂを形成する。この際、上
記中間層２１ａの結晶粒界１４ａと同じ位置に結晶粒界
１４ｂが形成され、従って該層２１ｂは多結晶となる。
該層はもちろん第２の導電型とされる。
以上の様に、第１電極層の形成に選択堆積法を用いてい
るために、異種材料１２の間隔見により結晶粒径を十分
良好に制御することができ、容易に数十ミクロン程度の
大きな結晶粒径をもつ多結晶層を得ることができる。こ
のため、単結晶層を用いた太陽電池に近いエネルギー変
換効率をもつ多結晶型の太陽電池が得られる。
本実施例では、上記第二実施例と同様に、選択堆積を可
能にする核形成密度の小さい材料から成る基板１１を用
いて該基板の表面上に直接第１の電極層を形成したが、
選択堆積の際の堆積面として上記第一実施例と同様な堆
積面を用いることもできる。この場合は、すでに述べた
ように、基板の材料や構造等に制約されることなく、多
結晶層を形成することができる。
（具体例） 次に、上記各実施例における第１の電極層の具体的形成
方法を第４図に示す第三実施例を中心に説明する。
Ｓｉ単結晶ウェハを熱酸化して表面に５ｉ０２を形成し
ぞ基板１１とする。勿論１石英基板を用いてもよいし、
金属、半導体、磁性体、圧電体、絶縁体等の任意の基板
上に、スパッタ法、ＣＶＤ法、真空蒸着法等を用いて基
板表面にＳｉ０２層を形成してもよい、また、堆積面材
料としては５ｉ０２が望ましいが、ＳｉＯｘとしてＸの
値を変化させたものでもよい。
こうして形成されたＳｉ０２層１１上に減圧気相成長法
によって窒化シリコン層（ここではＳｉ３　Ｎ　４層）
又は多結晶シリコン層を異種材料として堆積させ、通常
のリングラフィ技術又はｘｍ、電子線若しくはイオン線
を用いたリングラフィ技術で窒化シリコン層又は多結晶
シリコン層をパターニングし、数ミクロン以下、望まし
くは〜１１層ｍ以下の微小な異種材料１２を形成する。
続いて、　ＨＣＩ　とＨ２と、ＳｉＨ２Ｃ１２、５ｉＣ
Ｉ４　。
ＳｉＨ０１３、ＳｉＦ　４若しくはＳｉＨ４との混合ガ
スを用いて上記基板１１上にＳｉを選択的に成長させる
。
その際の基板温度は７００〜１１００℃、圧力は約１０
０Ｔｏｒｒである。
数十分程度の時間で、５ｉ０２上の窒化シリコン又は多
結晶シリコンの微細な異種材料１２を中心として、単結
晶のＳｉの粒重３が成長し、最適の成長条件とすること
で、その大きさは数十ｐｍ以上に成長する。
続いて、　Ｓｔと５ｉ０２との間にエツチング速度差が
ある反応性イオンエツチング（ＲＩＥ）によって、Ｓｉ
のみをエツチングして平坦化することで、粒径制御され
た多結晶シリコン層２１が形成される。なお、単結晶粒
１３の表面の凹凸が大きい場合は、機械的研磨を行った
後にエツチングを行う。
（窒化シリコンの組成） 第１電極層形成の際に、これまで述べてきたような堆積
面材料と異種材料との十分な核形成密度差を得るには、
Ｓｉ３　Ｎ　４に限定されるものではなく、窒化シリコ
ンの組成を変化させたものでもよい。
ＲＦプラズマ中でＳｉＨ４ガスとＮＨ３ガスとを分解さ
せて低温で窒化シリコン膜を形成するプラズマＣＶＤ法
では、５ＩＨ４ガスとＮＨ３ガスとの流量比を変化させ
ることで、堆積する窒化シリコン膜のＳｔとＮの組成比
を大幅に変化させることができる。
第５図は、ＳｉＨ４とＮＨ３の流量比と形成された窒化
シリコン膜中のＳｉおよびＮの組成比との関係を示した
グラフである。
この時の堆積条件は、ＲＦ出力１７５Ｗ、基板温度３８
０℃であり、５ＩＨ４ガス流量を３００ｃｃ／ｍｉｎに
固定し、ＮＨ３ガスの流量を変化させた。同グラフに示
すようにＮＨ３／Ｓ　ｉ　Ｈ４のガス流量比を４〜ｌＯ
へ変化させると、窒化シリコン膜中のＳｔ／Ｎ比は１．
１〜０．５８に変化することがオージェ電子分光法によ
って明らかとなったー また、減圧ＣＶＤ法テＳｉＨ２Ｇ＋２ガスとＮＨ３ガス
とを導入し、０．３Ｔｏｒｒの減圧下、温度約８００℃
の条件で形成した窒化シリコン膜の組成は、はぼ化学量
論比であるＳｉ３　Ｎ　４　　（Ｓｔ／Ｎ　〜０．７５
）に近いものであった。
また、ＳｔをアンモニアあるいはＮ２中で約１２００℃
で熱処理すること（８窒化法）で形成される窒化シリコ
ン膜は、その形成方法が熱平衡下で行われるために、更
に化学量論比に近い組成を得ることができる。
以上の様に種々の方法で形成した窒化シリコンをＳｉの
核形成密度が５ｉ０２より高い堆積面材料として用いて
上記Ｓｉの核を成長させると、その組成比により核形成
密度に差が生じる。
第６図は、Ｓｔ／Ｎｌ１１成比と核形成密度との関係を
示すグラフである。同グラフに示すように、窒化シリコ
ン膜の組成を変化させることで、その上に成長するＳｔ
の核形成密度は大幅に変化する。この時の核形成条件は
、　！ＪｉＣ１４ガスを１７５丁ｏｒｒに減圧し、１０
００℃でＨ２と反応させてＳｔを生成させる。
このように窒化シリコンの組成によって核形成密度が変
化する現象は、単一の核を成長させる程度に十分微細に
形成される異種材料としての窒化シリコンの大きさに影
響を与える。すなわち、核形成密度が大きい組成を有す
る窒化シリコンは、非常に微細に形成しない限り、単一
の核を形成することができない。
したがって、核形成密度と、単一の核が選択できる最適
な窒化シリコンの大きさとを選択する必要がある。たと
えば〜１０５ｃｍ−２の核形成密度を得る堆積条件では
、窒化シリコンの大きさは約４ＪＬｍ以下であれば単一
の核を選択できる。
（イオン注入による異種材料の形Ｔ＆）Ｓｔに対して核
形成密度差を実現する方法として、核形成密度の低い堆
２ｉ面材料であるＳ　ｆ　０２の表面に局所的にＳｉ　
、Ｎ、Ｐ、Ｂ、Ｆ、Ａｒ。
Ｈｅ、Ｃ，Ａｓ、Ｇａ、Ｇｅ等をイオン注入して５ｉ０
２の堆積面に変質領域を形成し、この変質領域を核形成
密度の高い堆積面材料としても良い。
例えば、ＳｉＯ２表面をレジストで覆い、所望の箇所を
露光、現像、溶解させてＳｉＯ２表面を部分的に表出さ
せる。
続いて、Ｓ　［Ｆ４ガスをソースガスとして用い、Ｓｉ
イオンを１０ｋｅＶ−ｔ’１Ｘ１０１６〜ＩＸ１０ｌＸ
１０１Ｂの密度でＳｉＯ２表面に打込む、これによる投
影飛程は１１４人であり、Ｓ　ｉ　０２表面ではＳｉ濃
度が〜１０２２　ｃ　ｍ−３に達する。
５ｉ０２はもともと非晶質であるために、Ｓｉイオンを
注入した領域も非晶質である。
なお、変質領域を形成するには、レジストをマスクとし
てイオン注入を行うこともできるが、集束イオンビーム
技術を用いて、レジストマスクを使用せずに絞られたＳ
ｉイオンをＳｉＯ２表面に注入してもよい。
こうしてイオン注入を行った後、レジストを剥離するこ
とで、ＳｉＯ２面にＳｉが過剰な変質領域が形成される
。このような変質領域が形成されたＳｉＯ２堆積面にＳ
ｉを気相成長させる。
第７図は、Ｓｌイオンの注入量と核形成密度との関係を
示すグラフである。
同グラフに示すように、Ｓｉ＋注入量が多い程、核形成
密度が増大することがわかる。
したがって、変質領域を十分微細に形成することで、こ
の変質領域を異種材料としてＳｉの単一の核を成長させ
ることができ、上述したように単結晶を成長させること
ができる。
なお、変質領域を単一の核が成長する程度に十分微細に
形成することは、レジストのパターニングや、集束イオ
ンビームのビームを絞ることによって容易に達成される
。
（ＣＶＤ以外のＳｉ堆積方法） Ｓｉの選択核形成によって単結晶を成長させるには、Ｃ
ＶＤ法だけではなく、Ｓｉを真空中（＜　１０−６　Ｔ
ａｒｔ）で電子銃により蒸発させ、加熱した基板に堆積
させる方法も用いられる。特に、超高真空中（く１０″
″９Ｔｏｒｒ）で蒸着を行うＭＢ　Ｅ　（Ｍｏｌｅｃｕ
ｌａｒ　Ｂｅａｍ　Ｅｐｉｔａｘｙ）法では、基板温度
９００℃以上でＳｔビームと５ｉ０２が反応を始め、５
ｉ０２上でのＳｉの核形成は皆無になることが知られて
し）る（丁、Ｙｏｎｅｈａｒａ、Ｓ、Ｙｏｓｈｉｏｋａ
　ａｎｄＳ、Ｍｉｙａｚａｗａ　　Ｊｏｕｒｎａｌ　　
ｏｆ　　Ａｐｐｌｉｅｄ　　Ｐｈｙｓｉｃｓ　　５３゜
１０、ｐ８８３ｆｌｌ、１１ａ８３）。
この現象を利用して５ｉ０２上に点在させた微小な窒化
シリコンに完全な選択性をもってＳｌの単一の核を形成
し、そこに単結晶ＳＩを成長させることができた。この
時の堆積条件は、真空度１０−８Ｔａｒｔ以下、Ｓｉビ
ーム強度９．７×１０１４ａｔｏｍｓ　／ＣＩ＋２　＠
　ｓｅｃ　、基板温度９００℃〜１０００℃であった。
この場合、５ｉ０２　＋ｓｉ→２ＳｉＯ↑という反応に
より、ＳｉＯという蒸気圧の著しく高い反応生成物が形
成され、この蒸発による５ｉ０２自身のＳｉによるエツ
チングが生起している。
これに対して、窒化シリコン上では上記エツチング現象
は起こらず、核形成、そして堆積が生じている。
したがって、核形成密度の高い堆積面材料としては、窒
化シリコン以外に、タンタル酸化物（Ｔａ　２０　ｓ　
）　、窒化シリコン酸化物（ＳｉＯＮ）等を使用しても
同様の効果を得ることができる。すなわち、これらの材
料を微小形成して上記異種材料とすることで、同様に単
結晶を成長させることができる。
なお、これまで述べた堆積面材料、異種材料および堆積
材料の組合せは、上記各実施例に示したものだけではな
く、十分な核形成密度差を有する材料の組合せであれば
よいことは明らかである。
したがって、選択堆積可能なＧａＡｓやＩｎＰ等の化合
物半導体を用いて、本発明の太陽電池を得ることもでき
る。
［発明の効果］ 以上詳細に説明したように、本発明によれば、結晶粒径
が大きく且つ十分に薄い電極層の形成が可能であるので
、十分高いエネルギー変換効率をもつ太陽電池が得られ
る。
また、半金明襞よれば、通常のＩＣ製造プロセスと類似
の方法を用いて容易且つ安定的に性能良好な太陽電池を
低コストにて製造することができる。
【図面の簡単な説明】
第１図（Ａ）〜（Ｆ）は、本発明による太陽電池の製造
方法の第一実施例を示す工程図、 第２図（Ａ）および（Ｂ）は、第１図（Ａ）および（Ｄ
）における斜視図、 第３図（＾）〜（Ｆ）は１本発明による太陽電池の製造
方法の第二実施例を示す工程図、 第４図（Ａ）〜（Ｆ）は、本発明による太陽電池の製造
方法の第三実施例を示す工程図、 第５図は、ＳｉＨ４とＮＨ３の流量比と形成された窒化
シリコン膜中のＳｉおよびＮの組成比との関係を示した
グラフ。 第６図は、Ｓｌ／Ｎ組成比と核形成密度との関係を示す
グラフ。 第７図は、Ｓｉイオンの注入量と抜形Ｉ＆密度との関係
を示すグラフ、 第８図（Ａ）および（Ｂ）は選択堆積法の説明図。 第９図は、　Ｓｉ０２の堆積面と窒化シリコンの堆積面
との核形成密度の経時変化を示すグラフである。 ４．９，１１：基板。 ５：ｆｉＩＭ、 ６．１２：異種材料、 ８．２１：第１の電極層、 ８ａ、２１ａ：中間層。 ８ｂ、２１ｂ：第２の電極層、 １４．１４＆、１４ｂ：粒界。 代理人　　弁理士　　山　下　積　平 第１図 第２　図 （Ａ） （Ｅ３） 第３図 第４図 （Ｄ） ’２１ 第４図（Ｅ） 第４図（Ｆ） 第５回 ＮＨ３／Ｓ；　Ｈ４＆を比 ０　　　　　　　　　０．５　　　　　　　　１．Ｏ５
ｒ／Ｎ＃Ｌ八ル 第８図 （Ａ） （Ｂ）

Claims (8)

    【特許請求の範囲】
  1. （１）基体表面上に、該基体表面の材料よりも核形成密
    度が十分に大きく且つ単一の核だけが成長する程度に十
    分微細な異種材料に基づき形成された第１の導電型の半
    導体の実質的単結晶層と該単結晶層の上方の第２の導電
    型の半導体の実質的単結晶層とを有することを特徴とす
    る、太陽電池。
  2. （２）第１の導電型の半導体の実質的単結晶層上に不純
    物濃度の低い半導体の実質的単結晶層が形成されており
    、該層の上に第２の導電型の半導体の実質的単結晶層が
    形成されている、特許請求の範囲第１項の太陽電池。
  3. （３）第１の導電型の半導体の実質的単結晶層と該層上
    方の第２の導電型の半導体の実質的単結晶層との組が同
    一基体表面上に複数形成されている、特許請求の範囲第
    １項の太陽電池。
  4. （４）半導体がシリコンである、特許請求の範囲第１項
    の太陽電池。
  5. （５）太陽電池の製造方法において、基体表面上に該基
    体表面の材料よりも核形成密度が十分に大きく且つ単一
    の核だけが成長する程度に十分微細な異種材料を設け次
    いで堆積により該異種材料に核を形成させ該核によって
    結晶を成長させる工程を含んで上記基体表面上に第１の
    導電型の半導体の実質的単結晶層を形成し、該単結晶層
    の上方に第２の導電型の半導体の実質的単結晶層を形成
    することを特徴とする、太陽電池の製造方法。
  6. （６）第１の導電型の半導体の実質的単結晶層上に不純
    物濃度の低い半導体の実質的単結晶層を形成し、該層の
    上に第２の導電型の半導体の実質的単結晶層を形成する
    、特許請求の範囲第５項の太陽電池の製造方法。
  7. （７）第１の導電型の半導体の実質的単結晶層と該層上
    方の第２の導電型の半導体の実質的単結晶層との組を同
    一工程で同時に同一基体表面上に複数形成する、特許請
    求の範囲第５項の太陽電池の製造方法。
  8. （８）半導体がシリコンである、特許請求の範囲第５項
    の太陽電池の製造方法。
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