MX2013003007A - Metodo, proceso y tecnologia de fabricación para celdas solares de silicio cristalino de bajo costo de eficiencia alta. - Google Patents

Abstract

Se describe un método, procedimiento, diseño de célula solar, y tecnología de fabricación para células solares de silicio (Si) cristalinas, de bajo costo y de alta eficiencia, incluyendo sin restricción células solares y módulos solares de Si de un solo cristal (c-Si), de Si de varios cristales (mc-Si), poli-Si y micro-Si, de tipo solar; la tecnología de fabricación de células solares RTWCG crea un revestimiento antirreflectante (ARC) de película delgada de SiOx, con un índice de refracción graduado y un emisor selectivo (SE); la superficie superior resultante del óxido SiOx puede texturizarse junto con el procedimiento de crecimiento o mediante un paso químico húmedo leve adicional.

Description

MÉTODO. PROCESO Y TECNOLOGÍA DE FABRICACIÓN PARA CELDAS SOLARES DE SILICIO CRISTALINO DE BAJO COSTO DE EFICIENCIA ALTA REFERENCIA CRUZADA La solicitud reclama prioridad bajo 35 USC §1 19(e); para el Número de Serie de los Estados Unidos 61/383,435, presentada el 16 de Septiembre, 2010 y titulada "Método, Proceso y Tecnología de Fabricación para Celdas Solares de Silicio Cristalino de Bajo Costo de Eficiencia Alta", la cual es incorporada en la presente en su totalidad para referencia.

INCORPORACIÓN PARA REFERENCIA Todas las patentes, solicitudes de patente y publicaciones citadas en la presente son incorporadas en la presente para referencia en su totalidad para describir más completamente el estado de la técnica como es conocido por los expertos hasta la fecha de la invención se describe en la presente.

CAMPO DE LA INVENCIÓN Esta invención se relaciona con un método de Crecimiento Químico en Húmedo a Temperatura Ambiente (RTWCG) y procedimiento de revestimientos de película fina SiOx los cuales pueden ser crecidos en varios sustratos. La invención además se relaciona con el método RTWCG y proceso apropiado para crecer películas finas sobre los sustratos de Si usados en la fabricación de aplicaciones de dispositivo fotónico (optoelectrónico) y electrónico basado en silicio. La invención además se relaciona con procesos utilizados para producir capas de óxido de película fina SiOx de índice de refracción graduado para uso como revestimientos de antireflexión de capa única de reflectancia baja (SLARC) y emisores selectivos (SE).

ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN Dióxido de silicio (S¡02) forma la base de la tecnología planar. En la práctica industrial los revestimientos dieléctricos para dispositivos electrónicos y fotónicos son formados más frecuentemente mediante oxidación térmica de silicio (Si) en ambiente de oxígeno seco o húmedo a temperaturas variando desde 900°C a 1200°C. Si02 también es depositado por técnicas de deposición química de vapor (CVD por sus siglas en inglés) a temperaturas inferiores (2000-900 °C) en varios sustratos.

Capas basadas en S1O2 de crecimiento CVD y térmico son usadas como máscaras de difusión, para uniones de dispositivo pasivo, como aislamiento eléctrico, como material dieléctrico en tecnología Si, y como capas de tapado para implantación-activación de templado en tecnología de semiconductor compuesto lll-V. Para aplicaciones de celdas solares de silicio cristalino de eficiencia alta, las capas de S¡02 de película fina son usadas para pasivación de la superficie frontal y trasera y como revestimiento de antireflexión de la primera capa (ARC) en una estructura ARC de múltiples capas.

El crecimiento de películas dieléctricas a temperaturas bajas es muy atractivo para la mayor parte de las aplicaciones debido a costo de capital reducido, salida alta, así como las restricciones tecnológicas asociadas con el crecimiento de películas dieléctricas usando técnicas de crecimiento/deposición de temperaturas altas convencionales. Técnicas de crecimiento/deposición a temperatura casi ambiental de película dieléctrica fina en la técnica son usadas principalmente para aplicaciones de dispositivo (microelectrónico/fotónico (optoelectrónico). Un ejemplo de estos métodos de temperatura baja son procesos físicos de deposición por vapor los cuales incluyen: procesos no reactivos (convencionales) o reactivo resistivo, inducción o evaporación de haz electrónico, de no reactivo o reactivo o magnetrón RF y procesos de dispersión de haz iónico.

El crecimiento a temperatura ambiente de capas dieléctricas en superficies semiconductoras usando oxidación anódica es bien conocido. Las capas de Si02 pueden crecer en sustratos de Si que son de hasta 200 nm de espesor, consumiendo una porción de la capa de silicio subyacente en el proceso. Desafortunadamente, la oxidación anódica no es compatible con los esquemas de metalización limitando su aplicación como un reemplazo de crecimiento térmico o S1O2 depositado CVD.

El uso de soluciones órgano-metálicas para depositar capas dieléctricas de S1O2 es conocido en la técnica. La capa dieléctrica es aplicada mediante inmersión del sustrato en la solución órgano-metálica, rociando la solución órgano-metálica sobre el sustrato, o girando el sustrato después de que una pequeña cantidad de la solución órgano-metálica es aplicada a éste. Después de que se aplica la solución órgano metálica, es necesario retirar la parte de solvente de la solución calentando el sustrato hasta ~400°C.

Un gran número de patentes, solicitudes de patentes, y artículos publicados describen los procesos relacionados con temperatura casi ambiental para la deposición de capas de S1O2 y Si02-XFX en varios sustratos, incluyendo superficies de silicio. La llamada técnica de S1O2 depositado en fase líquida (LPD) fue desarrollada inicialmente en 1950 para depositar Si02 sobre la superficie de vidrio silicato de caliza. LPD está basado en la reacción química de H2SÍF6 con agua para formar ácido fluorhídrico y S1O2 sólido. La solución H2SiF6 es saturada inicialmente con polvo S1O2 (usualmente en una forma sol-gel). Antes de sumergir el vidrio dentro de la solución un reactivo que reacciona con el ácido hidrofluorosilícico, tal como ácido bórico, puede incorporarse a la solución para supersaturar con sílice. El proceso LPD es una competencia entre la deposición y grabado al ácido de Si02. Independientemente de las pequeñas variaciones en las formulaciones, la reacción química global reversible es: H2S¡F6 + 2 H2O 6 HF + S¡02 Una de las desventajas principales del método SiO2 LPD descrito arriba es una velocidad de deposición muy baja. Usando ácido hidrofluorosilícico, S¡02-xFx (x es~2%), se han reportado velocidades de deposición de 1 10 nm/hr. Estas velocidades de deposición son bastante bajas para aplicaciones de ARC prácticas; podría requerir más de una hora para depositar un espesor ARC casi óptimo de 130 nm para aplicaciones de celda solar.

Dieléctricos de Película Fina de RTWCG SiOX de Velocidad de Crecimiento Alta La Patente No. 6,080,683, titulada "Room Temperature Wet Chemical Growth Process of Sio Based Oxides on Silicon" y la Patente de E.U.A. No. 6,593,077 titulada "Method of Making Thin Films Dielectrics Using a Process for Room Temperature Wet Chemical Growth of Sio Based Oxides on a Substrate", describe un método de SiOx RTWCG y proceso en un sustrato semiconductor comprendiendo: i. proporcionar una mezcla de reacción comprendiendo una fuente de silicio, un compuesto piridina, y una solución de oxidación de reducción acuosa; ii. un catalizador para mejorar la reacción; iii. hacer reaccionar la mezcla con el sustrato para formar la capa de óxido de silicio.

Películas finas de SiOX RTWCG de velocidad de crecimiento alta, como se da a conocer en la Patente de E.U.A. NO. 6,080,683 y la Patente de E.U.A. No. 6,593,077 se crecieron usando el proceso RTWCG en silicio y otros sustratos semiconductores usando el proceso RTWCG en silicio y otros sustratos semiconductores usando el grado comercial 34% H2SiF6. Velocidad de crecimiento alta de crecimiento de óxido de SiOX en sustratos de silicio se logró usando fuentes de silicio orgánico e inorgánico grado comercial, un compuesto piridina (es decir N-(n-butil)cloruro de piridino), soluciones acuosas redox basadas en Fe2+ Fe3, un co-catalizador homogéneo orgánico o inorgánico, y aditivos no invasivos incluyendo NaF, KOH, NH4F, y HF(ac). En la Patente de E.U.A. No. 6,613,697, los componentes orgánicos de la solución de crecimiento fueron sustituidos con componentes inorgánicos. Las capas de película fina SiOX RTWCG crecieron en varios sustratos semiconductores a una velocidad de crecimiento más alta y con concentración de impurezas metálicas y no metálicas inferiores. También hubo una mejora en las propiedades dieléctricas de las películas finas resultantes cuando se compararon con el crecimiento de películas finas de SiOX RTWCG en soluciones con componentes orgánicos.

Utilizando las formulaciones de solución de crecimiento de arriba, la velocidad de crecimiento de SiOX RTWCG sobre las superficies de Si varía desde 1 nm/min hasta sobre 100 nm/min, dependiendo de la composición de la solución de crecimiento.

Revestimientos de Antireflexión de la Técnica Anterior Revestimientos de antireflexión (ARC) se incluyen en un diseño de celda solar para reducir sustancialmente la cantidad de luz reflejada. Si descubierto pierde 42% de luz con longitudes de onda largas de 1.1 µ??, 37% de luz con longitudes de onda de 1µ?t?, y aproximadamente 54% de luz con longitudes de onda cortas de 0.4µ??. Una superficie frontal texturizada, tal como pirámides separadas regularmente o silicio poroso (PS), puede disminuir la reflexión pesada promedio de 1.5 AM 12-18% sobre el 0.4µ??-1.2µ?t? de intervalo de longitud de onda.

El espesor óptimo de un revestimiento de antireflexión es calculado mediante la siguiente fórmula: Para un ARC de un cuarto de longitud de onda hecho de un material transparente que tiene un índice refractivo n1t y una luz incidente sobre el revestimiento con una longitud de onda de espacio libre ?0, el espesor el cual causa mínima reflexión es oV Debido a que el índice de refracción depende de la longitud de onda, puede ocurrir reflexión cercana a cero para una longitud de onda única. El índice refractivo y espesor de un ARC debe minimizar la reflexión de luz con longitudes de onda de 0.6 µ?t? puesto que esta longitud de onda es cercana a la energía pico del espectro solar. Aunque las ecuaciones para revestimientos de antireflexión múltiples son más complicadas que esas para una capa única, ajustando apropiadamente el índice refractivo y espesor de dos capas es posible teóricamente producir dos reflectancias mínima y una global tan baja como 3%.

Un SLAR apropiado sobre superficies lisas (por ejemplo MgF2, S1O2, SiO, SiNx, ???2 y Ta2Ü5) puede reducir la reflexión pesada promedio AM1.5 (AWR) hasta 12-16% sobre el intervalo de longitud de onda de 0.4-1.1 µ??. Para un ARC de SiNx depositado-CVD optimizado, el cual está siendo la norma para aplicaciones de ARC de celdas solares de silicio, EL AM1 .5 AWR es ~12% con un mínimo simulado AWR de 10.4% como se calculó por Wright et al sobre c-Si plano teniendo un índice de refracción de película asumido, n , de 1 .95, y espesor, d, de 81 nm.

Si es alcanzable AWR SLAR SiNX mínimo simulado o no en un ambiente de producción permanece para ser visto. Pero aún si la reflectancia simulada es alcanzable, aún pérdidas reflectivas son demasiado altas en 10.4% de reflectividad. La industria aún necesita una manera de bajo-costo práctica de disminuir adicionalmente la reflectancia a través de un ARC de capa doble, una superficie de celda solar de silicio texturizada, o ambas. Sin embargo, este enfoque se convierte de costo prohibitivo para la mayoría de las aplicaciones de celda solar.

Para superficies texturizadas con ARCs de capa doble o única bien designadas tales como ITO/SI02, ZnS/MgF2, Ti02/MgF2, y ???2/??2?3, el AM1.5 AWR ha sido llevado hasta entre 3% y 8%. Un gran número de estudios sobre ARCs de capa doble han sido reportados. La configuración más estable con respecto a variaciones en espesores de película ha sido encontrado ser diseños con un índice refractivo alto (n) sobre el sustrato y un índice refractivo bajo hacia el ambiente.

Depositando ARCs uniformes sobre superficies texturizadas es problemático. Las características de tamaño de nanómetro de una estructura de polisilicio hace difícil depositar o crecer ARC uniforme a través de técnicas convencionales. Ciertos fabricantes de celdas no usan un ARC debido a esta cuestión; la penalización que éstos pagan es hasta un 10% con relación a pérdida de eficiencia junto con problemas de estabilidad de superficie.

Emisor selectivo de la técnica anterior Actualmente, celdas solares de silicio de impresión serigráfica utilizan emisores n+/p que son difundidos para tener resistencias de hoja en el intervalo 40-60 O/cuadrados, y las concentraciones de dopado de superficie que son mayores que 2x1020 cm_320 Dopaje de superficie alto y resistencia de hoja baja son necesarios para lograr una resistencia de contacto aceptable de alrededor de 1 µO-cm2 así como derivación de unión baja y recombinación en la región de carga de espacio. Sin embargo, los emisores de este tipo tienen voltajes de circuito abierto bajos (recombinación de superficie alta para emisores con dopaje de superficie alto y recombinación Auger) así como corrientes de corto circuito deficientes debido a una respuesta de azul deficiente (recombinación de emisor alto y absorción libre de portador). Buenos contactos serigrafiados con una resistencia de contacto de ~1.0x10" Q-cm2, emisores con una resistencia de hoja mayor que ???O/cuadrado, y una superficie de dopaje en alrededor de 1019cm"3 son las tareas principales en desarrollar celdas solares industriales de eficiencia alta.

Para reducir los costos de fabricación, técnicas industriales usadas para fabricación de contacto-frontal requieren una unión altamente dopada y profunda para resistencia de contacto aceptablemente baja y para evitar penetración de impureza metálica hacia la unión, carga de espacio, y regiones de emisor de masa. La resistencia de hoja de emisor típica usada en un proceso de metalización de impresión mediante serigrafía convencional es 50-80ü/cuadrados. La fabricación de escala pequeña emplea POCI3 o fuentes dopantes de P2O5 sólidas y hornos de tubo abierto para llevar a cabo las difusiones. Fabricación de gran escala emplea impresión mediante serigrafía, rociado, o torneado de varias pastas que contienen fósforo y fuentes dopantes líquidas seguidas por difusión de horno de banda de transportador.

La resistencia de hoja de emisor de celdas que no poseen un emisor selectivo de buena calidad está entre 50-80Q/cuadrados y su factor de llenado (FF) es usualmente menor que 76%. El FF inferior de células con resistencia de hoja de emisor más alta es debido a una resistencia de contacto alta, una resistencia de emisor lateral alta, y la conductividad de metal baja asociada de contactos serigrafiados. Para ganar el beneficio de desempeño completo de pasivación de superficie de emisor mejorada, es necesario diseñar el perfil de dopaje de emisor de tal manera que éste es ligeramente dopado entre líneas de cuadrícula, aún fuertemente dopado por debajo de éstas. Esto es especialmente verdadero para celdas solares industriales convencionales con cuadrículas serigrafiadas las cuales requieren un sustrato fuertemente dopado por debajo de éstos para resistencia de contacto de aceptabilidad baja.

Celdas con un emisor selectivo tienen una corriente de corto circuito más grande (Isc) puesto que la capa muerta es retirada de las superficies de emisor activo. También es benéfica la pasivación de la superficie del emisor, de tal manera que la corriente oscura de masa (J0b) es el factor limitante de control del voltaje de circuito abierto (Voc). Conductividad mejorada bajo las cuadrículas disminuye la resistencia en serie mientras que la resistencia en derivación incrementa debido al margen adicional de protección que la unión más profunda en el área de cuadricula ofrece contra la "perforación pasante" del metal de cuadrícula. Puesto que el silicio por debajo de las líneas de cuadrícula es más altamente conductor, pueden utilizarse líneas más angostas las cuales pueden extenderse adicionalmente aparte, resultando en un área de sombra de cuadrícula menor.

En el caso de impresión mediante serigrafía, un emisor selectivo es difícil de lograr especialmente a través de proceso de un paso. Ha habido un retraso en la implementación de la característica de mejora de eficiencia SE muy importante debido a que su perfil de dopaje de emisor estampado selectivamente históricamente ha sido obtenido usando técnicas de alineación impresión mediante serigrafía avanzadas o fotolitográficas caras junto con múltiples pasos de difusión de temperatura alta.

Las técnicas SE convencionales pueden ser divididas en tres categorías principales: a. celdas de emisor selectivas fabricadas vía enmascaramiento y grabado al ácido sin alineación; b. celdas de emisor selectivas fabricadas mediante auto-alineación sin la necesidad de enmascaramiento o grabado al ácido; c. celdas de emisor selectivo fabricadas por pastas de Ag auto-dopadas auto-alineadas.

Las técnicas (a) y (b) generalmente son lentas y algo caras. La técnica (c) no es trivial debido a que la difusividad de Ag en Si es más alta que la de P, lo cual puede conducir a una corriente de fuga de unión alta y factor de idealidad de unión alta.

Celdas solares de silicio cristalino de eficiencia alta Una celda solar altamente eficiente y de bajo costo es la clave para aceptabilidad de gran escala de sistemas fotovoltaicos (PV). Celdas solares de área pequeña rediseñadas con nuevos materiales y tecnologías de paso de proceso, han producido muchos esquemas de celda de laboratorio resultando en eficiencias de celda de sobre 20%. Dos enfoques de escala de laboratorio de área pequeña, inicialmente usados por mercado específico tales como carros solares, son el emisor pasivado con celda difundida localmente posterior (PERL), y la celda de contacto posterior interdigitada (IBC). Aunque estos y otros diseños de celda de laboratorio han estado aumentando la eficiencia de celdas solares de c-Si, ninguno de estos diseños de celda usan, sustratos de silicio grado solar, de bajo costo, y solamente pocos de éstos usan pasos de proceso de tecnología de fabricación de bajo costo tales como metalización de impresión mediante serigrafía.

El desarrollo de celdas solares de silicio de eficiencia alta no solamente enfoca incrementos de eficiencia sino también ahorros en costo. De importancia para ahorros de costo es el número y complejidad de pasos de proceso, consumo de material, y consumo de energía necesaria para producir una unidad de energía pico instalada. Otras consideraciones importantes en elegir las tecnologías exitosas incluyen aspectos ambientales así como estándares e ingeniería de fabricación tales como procesos de automatización y control.

BREVE DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN Un método (RTWCG) SiOx de Crecimiento Químico en Húmedo a Temperatura Ambiental, y proceso es descrito para fabricación de celdas solares de silicio cristalino de eficiencia alta, bajo costo y módulos solare utilizando el RTWCG de bajo costo para preparación de capas de SiOx que tienen revestimientos de antireflexión ("ARC"), emisores selectivos ("SE") y opción de superficies de óxido texturizado ("TO"), en la presente son referidas como procesos basados en RTCWG SiOx/ARC/SE/(TO), diseño y tecnología.

El término proceso RTWCG de capas dieléctricas de SiOX o SiOx, como es usado en la presente, significa un procedimiento de crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente (por ejemplo, 10-40°C) de capas de SixOyXz donde x es desde 0.9 a 1.1 y es desde 0.9 a 1 .1 , y z es desde 0.01 hasta 0.2. Si representa silicio, O representa oxígeno, y X es cualquiera flúor (F), Carbón (C), nitrógeno (N) o una combinación de estos con otros metales, por ejemplo, hierro (Fe), paladio (Pd), Titanio (Ti), u otros contaminantes metálicos y no metálicos de nivel traza dependiendo del sistema redox, catalizador, y aditivos no invasivos usados.

Las nuevas formulaciones de crecimiento RTWCG SiOx descritas aquí pueden: (i) limpiar químicamente in situ las superficies de celda, incluyendo las superficies metalizadas haciendo éstas listas para interconexión, (ii) producir un índice de refracción graduado SiOX ARC que pasiva la superficie de emisor y tiene la reflectancia pesada promedio AM1.5 más baja de cualquier capa única conocida ARC (SLARC), (iii) simultáneamente crear un emisor selectivo muy eficaz (SE) mediante selectivamente grabación ácida trasera de las porciones no metalizadas de la superficie del emisor. El proceso de ARC/SE/TO de SiOx RTWCG y la tecnología de fabricación de celda solar es compatible con las celdas solares existentes y los pasos del proceso de módulo solar tales como difusión mejorando la eficiencia de la celda solar y técnicas de metalización mejoradas El método RTWCG y proceso proporciona un diseño de celda solar n+/p o p+/n RTWCG SiOx ARC/SE simple o un diseño de estructura de celda solar n+/p o p+/n RTWCG SiOx ARC/SE TO, o un diseño de estructura de celda solar mejorada eficientemente n+/p/p+ o p+/n/n+ RTWCG SiOx ARC/SE/TO.

Es un objeto de conformidad con una o más modalidades proporcionar un método RTWCG para el crecimiento rápido de capas dieléctricas de película fina de SiOx con concentración de impureza metálica baja, y no metálica en sustratos de silicio para aplicaciones de celda solar de silicio cristalino de bajo costo, de eficiencia alta.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso RTWCG SiOx que usa soluciones de crecimiento de SiOx comprendiendo todos los componentes inorgánicos con o sin el uso de una fuente de silicio.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso RTWCG SiOx que usa soluciones de crecimiento de SiOx basadas en componentes que son abundantes, de bajo costo, y compatibles con las regulaciones ambientales.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso RTWCG SiOx que usa soluciones de crecimiento de SiOx que tienen una vida de almacenamiento larga.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso de RTWCG SiOx de velocidad de crecimiento alta, con buena uniformidad de película fina de SiOx, tensión baja, buen adherencia a superficies de silicio, y buena conformidad.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso RTWCG SiOx que produce películas finas de SiOx que son estables después de exposición de período largo a humedad, variación de temperatura, luz UV, luz visible, y plasma de intensidad alta.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso RTWCG en donde la solución de crecimiento de SiOx proporciona limpieza in-situ de las superficies de celda solar (no ARC) descubiertas incluyendo las superficies metalizadas, antes del crecimiento de película fina RTWCG SiOx sobre las superficies no metalizadas.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso RTWCG SiOx donde la solución de crecimiento de SiOx es compatible con metalización frontal y trasera serigrafiada y metalización trasera de celdas solares de silicio descubiertas.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso de SiOx RTWCG el cual crece la película dieléctrica fina de SiOx sobre las superficies de celda solar no metalizadas, y no sobre las superficies metalizadas, haciendo que las celdas se interconecten fácilmente.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso de crecimiento de película fina de SiOx RTWCG que produce un índice graduado de refracción sobre la superficie de emisor de celda de Si, para uso como un revestimiento de antireflexión (ARC) con reflectancia pesada promedio (AWR) masa de aire baja 1.5 (AM1.5) y absorción de luz visible baja.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso RTWCG SiOx mientras que la película fina de SiOx pasiva las superficies de celda solar de Si no cubiertas por metalización.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso RTWCG SiOx donde la película fina de SiOx pasiva las líneas de cuadrícula basadas-plata frontales serigrafiadas y el contacto de atrás de aluminio.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso RTWCG SiOx donde la película fina de SiOx crece simultáneamente con la formación de una característica de mejora de eficiencia del llamado emisor selectivo (SE), mediante grabado al ácido de trasero de la superficie no metalizada del emisor lo suficientemente profundo para retirar completamente la capa muerta fuertemente dopada.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso RTWCG SiOx donde la superficie de la película fina de SiOx crecida sobre las superficies de silicio lisas es texturizada, formando una característica de mejora de eficiencia del llamado óxido texturizado (TO).

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar todos los requerimientos anteriores y mejorar la eficiencia de las características de diseño de celda dentro de un paso de proceso RTWCG SiOx corto único, y formar una simple aún altamente eficaz estructura de celda solar n+/p o p+/n RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) y estructura de celda de eficiencia mejorada n+/p/p+ y p+/n/n+ SiOx ARC/SE/TO para celdas solares de silicio cristalino de eficiencia alta, costo bajo, usando sustratos c-Si, mc-Si, y poli-Si grado solar.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar la posibilidad de incluir la característica de mejora de eficiencia del llamado perfil de difusión de concentración neta de portador mayoritario de doblez y cola en el emisor con un doblez superficial, y una cola abrupta en el n+/p o p+/n RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) y el diseño de estructura de celda solar n+/p/p+ y p+/n/n+ SiOx ARC/SE/TO.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso RTWCG SiOx/ARC/SE/TO, diseño de celda, y tecnología para estructuras de celdas solares de silicio cristalino n+/p/p+ y p+/n/n+ de eficiencia alta mientras que las difusiones n+ y p+ son llevadas a cabo en un paso de proceso de difusión alta único usando un líquido diluido o una fuente de difusión sólida que es serigrafiada o tejida sobre el sustrato.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso RTWCG SiOx para estructuras de celda solar de silicio cristalino n+/p/p+ y p+/n/n+ de eficiencia alta donde las difusiones n+ y p+ son llevadas a caben un paso de proceso de difusión de temperatura alta único que elimina la necesidad de un paso de proceso de aislamiento de borde separado.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un diseño de estructura de celda solar n+/p-Si RTWCG SiOx ARC/SE/TO, método, proceso, y tecnología utilizada en cualquier emisor de silicio cristalino de superficie plana, y diseño de estructura de celda solar n+/p-Si RTWCG SiOX ARC/SE, método, proceso, y tecnología de fabricación utilizada en cualquier superficie de emisor texturizada o lisa, y las cuales son compatibles con todos los materiales de Si cristalino incluyendo, pero limitado a, Czochralski (Cz) o Si (c-Si) de cristal único de zona flotante (FZ), Si (mc-Si) multi-cristalino, poli-Si, y cinta de cadena Si.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar una estructura de celda solar n+/p-Si RTWCG SiOX ARC/SE/TO y tecnología que funcione igualmente bien con estructura de celda solar p+/n-Si RTWCG SiOX ARC/SE/TO.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un método para crear estructuras de celda n+/p, o p+/n RTWCG SiOX ARC/SE/(TO) de eficiencia mejorada utilizando formulaciones RTWCG que son capaces de retirar la capa difundida mientras crea pasivación del lado posterior y aislamiento de borde.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar una tecnología de celda solar de silicio cristalino basada en RTWCG SiOx de bajo costo y simple, que produce estructuras de celda n+/p-S¡, o p+/n RTWCG SiOX ARC/SE/(TO) de eficiencia mejorada, usando el proceso RTWCG para retirar la capa difundida de, y pasivar la superficie posterior de celda solar, mientras que al mismo tiempo produce un buen aislamiento de borde.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un método RTWCG SiOX, y proceso y tecnología n+/p-Si RTWCG SiOX ARC/SE/TO y p+/n-Si RTWCG SiOX ARC/SE/TO que puede ser usado en combinación con otros diseños de celda solar de silicio cristalino variando desde diseños de silicio cristalino planar mono-facial convencional hasta otras estructuras de celda de celdas solares de Si menos convencionales incluyendo pero no limitado a las estructuras de celda solar de silicio cristalino de Multi-Unión Vertical (VMJ), celdas esféricas, y bifacial n+pp+ o p+nn+.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades incluir n+/p-Si o p+/n-Si RTWCG SiOX ARC/SE para celdas con cualquier superficie de emisor texturizada o plana, y n+/p-Si o p+/n-Si y n+pp+ o p+nn+ RTWCG SiOX ARC/SE/TO para celdas con superficies planas, los materiales del estado de la técnica y los pasos de proceso de celda solar mejorando la eficiencia, incluyendo pero no restringido a soluciones tecnológicas novedosas para técnicas de difusión avanzada que proporcionan recombinación de superficie frontal y trasera baja y asegurar campos de superficie frontal y trasera fuertes, pastas de impresión mediante serigrafía mejores, y procedimientos de metalización para estrechar, índice de aspecto más alto, más conductor, y una resistencia de contacto más baja con una temperatura de templado menor que el estado presente de la técnica de metalización.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un método, y proceso para crecer sobre varios sustratos RTWCG SiOM, donde M es un metal compatible, para formar buena calidad de los llamados revestimientos conductores transparentes (TCO) para celdas solares de película fina y varias otras aplicaciones potenciales.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar un proceso, diseño y tecnología para fabricar celdas solares de silicio amorfo de bajo costo, de eficiencia alta que incorporen la característica RTWCG SiOM TCO.

Es un objeto adicional de conformidad con una o más modalidades proporcionar aplicaciones de dispositivo (optoelectrónico) electrónico y fotónico basado en silicio planar que pueda beneficiarse del método ARC/SE( TO) de SiOx RTWCG n+/p-Si o p+/n-Si, proceso y tecnología desde la incorporación de dieléctricos de película fina de SiOx RTWCG constante dieléctrica de baja a media-alta, o de transparencia alta, resistividad adecuada y RTWCG SiOM TCOs de reflectancia relativamente baja.

BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS Los objetos anteriores y otros, características y ventajas de la invención serán evidentes a partir de la siguiente descripción más particular de las modalidades preferidas de la invención, como es ilustrado en los dibujos anexos.

Figura 1. Una vista de sección transversal del diseño de celda solar de silicio cristalino RTWCG SiOx ARC/SE/TO desarrollado por Specmat, INC.

Figura 2. Descripción de los pasos de fabricación de RTWCG SiOx ARC/SE/TO.

Figura 3. Un perfil de profundidad de concentración neta de donante mayoritario de red doblez y cola creado para un diseño de celda solar de silicio de cristal único RTWCG SiOX ARC/SE/TO.

Figura 4. El equipo de difusión tipo transportador conceptualizado que enmascara los bordes del sustrato y crea capas de difusión n+ y p+ de buena calidad simultáneamente sobre las caras opuestas de la oblea de silicio.

Figura 5. Vista SEM de una película RTWCG SiOx de 400 nm de espesor uniforme crecida sobre un sustrato de c-Si grado semiconductor.

Figura 6A. Vista de microscopio de Nomarski (X1.1000) de una película de SiOx crecida sobre una superficie de n+ c-Si de pirámide cubierta.

Figura 6B. Vista de microscopio de Nomarski (X1.100) de una película de SiOx crecida sobre sustratos de silicio poroso.

Figura 7. El perfil de profundidad XPS de una película fina de RTWCG SiOx de la técnica anterior.

Figura 8. Un perfil de profundidad AES mostrando que la película de SiOx mejora después de que todos los componentes orgánicos son eliminados.

Figura 9A. Estudio de superficie XPS de una película de SiOx como crecida mostrando únicamente niveles de traza de impurezas metálicas.

Figura 9B. Un perfil de profundidad XPS para la película en la Figura 9A. La concentración de oxígeno disminuye gradualmente con la profundidad mientras que la concentración de silicio incrementa gradualmente con la profundidad.

Figura 10. Perfil de profundidad XPS de una película de RTWCG SiOx. Después de un paso de grabado al ácido medio corto los niveles de concentración de impureza de Fe y Ti de la muestra caen por debajo del límite de detección del instrumento.

Figura 11. Perfiles de profundidad XPS de los componentes principales de una película de RTWCG SiOx crecida usando una formulación de solución RTWCG SiOx hecha de: 2 partes de volumen H2TiF6(aq), 2 partes de volumen de sílice coloidal supersaturado con S1O2, y 1 parte de volumen 10% K3Fe(CN)6(ac).

Figura 12. Perfiles de profundidad de XPS de los componentes principales de. una película fina de RTWCG SiOx de impureza metálica baja crecida una formulación de solución RTWCG hecha de 5 partes de volumen 70% NH4SiF6(ac), 2 partes de volumen 60% H2TiF6(aq), 2 partes de volumen 10% K3Fe(CN)6(ac), y 3 partes de volumen de una solución hecha disolviendo 10g Co(OH)2 en 1 L 10% HCI(aC).

Figura 13. Perfiles de profundidad XPS de los componentes principales de una película de RTWCG SiOx con impureza metálica baja de espesor de ~400 nm crecida sobre un sustrato de n+ c-Si usando: 2 partes de volumen 60% H2T¡F6(aq), 2 partes de volumen 5% K3Fe(CN)6(ac), y 3 partes de volumen de H2O.

Figura 14. Perfiles de profundidad XPS de los componentes principales de una película fina de RTWCG SiOx con impureza metálica baja crecida sobre un sustrato de n+ c-Si usando una formulación de solución RTWCG hecha de 1-3 partes de volumen 60% H2TiF6(ac), y 1-3 partes de volumen de 1 -5g V2O5 por 1 L 10% HCI(aC).

Figura 15. Perfiles de profundidad XPS de los componentes principales de una película fina de RTWCG SiOx con impureza metálica baja crecida sobre un sustrato de n+ c-Si usando una formulación de solución RTWCG hecha de ultra bajo costo hecha de 1 parte de volumen de una solución de 10g TiO2 anatasa disuelto en 20% HF(aC) y 1 parte de volumen de una solución de 3.5g V2O5 disuelto en 1 L 10% HCI(aC).

Figura 16. Gráfica del tiempo requerido para que una solución crecimiento RTWCG de concentraciones variables de V2Os disuelto en 50% HF(ac) crezca una película de SiOx, de espesor de 130-150 nm, azul metálica.

Figura 17A. Los perfiles de profundidad XPS de los componentes principales de una película de RTWCG SiOx, creada por una solución de crecimiento tal como en la Figura 16, sobre un sustrato de n+ c-Si.

Figura 17B. El pico V 2p de una película de RTWCG SiOx crecida en una solución de crecimiento tal como en la Figura 16.

Figura 18. Perfiles de difusión SIMS de las impurezas principales, no metálicas, encontradas en una película de RTWCG SiOx crecida en 30 segundos en una solución de crecimiento hecha disolviendo 1.7 g V2O5 por 1 L 50% HF(ac).

Figura 19. Gráfica del tiempo requerido para crecer las películas RTWCG SiOx de 130-150 nm de espesor en sustratos de silicio dopados fuertemente de fósforo contra la cantidad normalizada de PbO2 disuelto en 50% HF(aq).

Figura 20. Perfiles de profundidad de concentración neta de portador mayoritario de los emisores que pertenecen a muestras de corte desde las mismas obleas n+/p FZ c-Si mostrando los efectos de grabación al ácido posterior después de un tiempo de crecimiento de SiOx de 10 seg y un tiempo de crecimiento de 40 seg. Los perfiles fueron adquiridos por el método de análisis de resistencia de propagación después de retirar la película de RTWCG SiOx resultante.

Figura 21A. Una vista de Nomarski típica de una celda solar de cSi de pirámides revestidas antes del RTWCG SiOx, Figura 21 B después de RTWCG SiOx, y Figura 21 C un perfil de superficie de Dektak típico de una estructura de n+/p c-Si descubierta revestida de pirámides en la Figura 21A.

Figura 22. Gráficas de reflectancia adquirida por un laboratorio R&D de celda solar independiente de su SiNx ARC óptimo y dos RTWCG SiOx ARC. no optimizados.

Figura 23. Una familia de gráficas de reflectancia de estructuras de c-Si difundidas n+/p revestidas con SiOX RTWCG tal como en la Figura 3, como una función del tiempo de crecimiento de SiOX (en segundos).

Figura 24. Una familia de tres gráficas de reflectancia baja para películas de SiOx texturizadas crecidas en soluciones de RTWCG SiOx de crecimiento rápido en sustratos n+/p c-Si con emisores lisos.

Figura 25A. índice de refracción y coeficiente extinción contra longitud de onda para una película de SiOx de velocidad de crecimiento alta con impurezas metálicas bajas tal como en la Figura 13.

Figura 25B. índice de refracción y coeficiente de extinción contra longitud de onda para una película de SiOx enriquecida con silicio.

Figura 26. Gráfica de Dektak mostrando los espesores de silicio retirado desde la superficie de emisor no metalizada durante el crecimiento de RTWCG SiOx.

Figura 27. Gráficas de resistividad de hoja para dos estructuras de Si c-Si y una mc-Si fósforo difundido n+p (P,B) con emisores de profundidad como una función del tiempo de crecimiento de SiOx.

Figura 28. Topografía de superficie AFM de una película de RTWCG SiOx crecida sobre sustrato c-Si de grado solar antes de grabado al ácido (izquierda) y después (derecha) durante 15 segundos en 1% HF(aC).

Figuras 29A(i)-29A(ii). Características típicas l-V de: Figura 29A(¡): (-)1 0V a +110V, y figura 29A(ii): desde (-)3V a +3V sesgo de voltaje de un condensador Al/como crecido RTWCG S¡OX/S¡/Ti-Au MOS La película de SiOx de ~1 10 nm de espesor fue crecida en una solución tal como en la Figura 13.

Figura 29B. Gráfica C-V del condensador MOS en las Figuras 29A(i)-29A(ii).

Figura 30. Características l-V del espesor del condensador Al/como crecido RTWCG SiOX/Si/Ti-Au MOS: -100 nm, área de puerta frontal: 0.049 cm2), antes y después de una hora de tratamiento con calor en aire a 100°C, seguido por una hora de tratamiento con calor a 200°C.

Figura 31. Características l-V de un condensador AI/RTWCG SiOx/Si/Au:Ti MOS mantenido a temperatura ambiente antes y después de exposición a radiación cercana UV de intensidad alta (aproximadamente 5 W/cm2) durante seis horas espesor de SiOX: - 120 nm.

Figura 32A-32B. Gráficas 1-V de una oblea de p-Si de 5.08 centímetros (2 pulgadas) de SiOx revestida de 50 nm de espesor después de 20 minutos en plasma de xenón de densidad alta de 2x10E+5cm temperatura de electrón 1.7 eV, potencial de plasma 9.8V, y presión residual de gas neutro (Xe) de 6x10E-5 Torr. Las gráficas l-V fueron adquiridas después de una exposición de plasma de 20-minutos. Figura 32A -100 V a + 100 V; Figura 32B +100 V a -100 V.

Figura 33. Dispersión Pmax en celdas solares de n+/p c-Si en el Cuadro 6 antes y después de crecimiento de RTWCG SiOx.

Figura 34. Eficiencia de quantum externa e interna y gráficas de reflectancia en celdas solares de mc-Si tipo producción de área grande (15.24 centímetros (6")) antes y después de RTWCG SiOx ARC/SE, así como la gráfica de reflectancia de una celda revestida con SiOx después de una encapsulación EVA estándar en un mini-módulo.

Fig. 35. Una vista de sección transversal de un diseño de celdas solares RTWCG SiOx ARC/SE/TO n++pp++ o p++nn++ bifacial c-Si, mc-Si, o poli-Si Figura 36. Una vista en sección transversal de pasivación de lado frontal y trasero de RTWCG SiOx ARC/SE TO n++pp++ o p++nn++ y diseño de celdas solares de C-Si, mc-Si, o poli-Si de contacto posterior localizado.

Figura 37. Datos de intensidad de fotoluminiscencia relativa en varias muestras de n-GaAs antes y después de RTWCG Ga-As-O.

DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN Se describe un método y un proceso de RTWCG SiOx, un diseño de celda solar de silicio cristalino RTWCG SiOx ARC/SE/TO, y tecnología de fabricación para celdas solares de silicio cristalino (Si), de bajo costo, de eficiencia alta incluyendo pero no restringido a cristal único Si (c-Si), Si multi-cristalino (mc-Si), Si micro-cristalino (pe-Si), y celdas solares poli-Si y módulos solares. El método RTWCG SiOx y proceso hace uso de versiones modificadas de métodos y procesos de Crecimiento Químico en Húmedo a Temperatura Ambiente (RTWCG) descritos anteriormente (véase las Patentes de E.U.A.: 6,080,683 y 6,593,077 y 6,613,697), las cuales son incorporadas en la presente para referencia. La tecnología proporciona un proceso catalítico para el crecimiento uniforme de capas de óxido sobre 10.000A de espesor a temperatura ambiente, por ejemplo, 10-40°C. La composición puede usarse para preparar capas de SiOx en procesos y en aplicaciones que fueron limitadas hasta ahora por el costo y los requerimientos de temperatura.

El diseño de celda solar RTWCG SiOx ARC/SE TO y la tecnología disminuye el costo de fabricación utilizando esquemas de metalización impresa mediante serigrafía de bajo costo, reduciendo el número de los pasos de fabricación de temperatura alta, y reduciendo el número total de los pasos de fabricación. Aunque se disminuye el costo de fabricación, la tecnología incrementa la eficiencia de conversión de celda utilizando una estructura de diseño de celda que incluye características de mejora de eficiencia tales como el índice de refracción graduado RTWCG SiOx ARC. Simultáneamente a la formación de ARC, la tecnología produce un SE de calidad excelente y texturización de RTWCG SiOx. Texturización del RTWCG SiOx mejora la reflectancia ya baja de ARC mediante incrementar adicionalmente atrapamiento de luz.

La Figura 1 muestra una vista de sección transversal de una celda sola cristalina RTWCG SiOx ARC/SE/TO de bajo costo, de eficiencia alta 100 de conformidad con una o más modalidades. El método y el proceso descrito en la presente se refiere a un nuevo diseño de celda RTWCG SiOx ARC/SE/TO solar cristalina que contiene: (i) un dieléctrico de película fina de SiOx que pasiva bien la superficie de la celda y es un ARC excelente, (ii) un SE de calidad buena, y (iii) cualquiera una superficie de SiOx (TO) plana o texturizada. La oblea o sustrato 140 es un material semiconductor, típicamente silicio. Una capa de emisor selectivo 120 está dispuesta sobre la base 140. El emisor selectivo proporciona resistencia de contacto de baja debido a dopado fuerte bajo el contacto frontal 1 0 y proporciona pasivación del lado frontal de la región dopada más ligeramente entre los contactos. El dispositivo también incluye un revestimiento de ARC 130 dispuesto sobre las regiones de región dopada ligeramente (emisor de profundidad) del emisor selectivo. Un contacto posterior 150 está ubicado sobre la cara posterior de la celda.

Opcionalmente, la celda puede incluir una superficie de óxido texturizada 135. La característica texturizada puede ser aplicada a las celdas con una superficie frontal plana inicial. Ésta puede ser producida a través de un paso químico en húmedo medio corto adicional, o utilizando formulación de solución RTWCG SiOx de velocidad de crecimiento alta que crea la texturización concurrente con la formación de SE y ARC. El diseño de celda RTWCG SiOx ARC/SE/TO (Figura 1 ) tiene reflectancia muy baja, un emisor selectivo de calidad buena, y la pasivación de superficie posterior ofrecida por la tecnología PERL más compleja. En una o más modalidades, el ARC, SE, y características de mejora TO son creadas en un paso único.

El emisor liso del diseño de celda RTWCG SiOx ARC/SE/TO minimiza las pérdidas resistivas del flujo lateral de corriente hacia los dedos de la cuadrícula. Esto es en contraste con otros diseños de celda de eficiencia alta, tales como la celda PERL, la cual utiliza una superficie de emisor texturizada. Para estos otros diseños de celda, la pérdida resistiva puede ser un factor limitante que conduce a un factor de llenado inferior (FF).

Comparado con los diseños de celda de silicio de eficiencia baja a media, el diseño de celda RTWCG SiOx ARC/SE/TO, el cual incorpora una superficie de emisor lisa y SiOx ARC texturizado, tiene éxito en eficiencia de celda. Esto es debido a una disminución significativa en la pérdida de resistividad de hoja de emisor, resistencia de contacto inferior, resistencia en derivación más alta, y un factor de idealidad de diodo inferior. Además, en comparación con las celdas solares de silicio cristalino n+/p más convencionales, que no incluyen en sus diseños un SE, o incluyen un SE deficientemente funcional SE, el SE de calidad muy buena altamente reproducible del diseño de celda RTWCG SiOx ARC/SE/TO asegura una buena respuesta de azul. Los campos de superficie frontal y trasera fuertes, y el buen aislamiento de borde producido por el diseño de celda RTWCG SiOx ARC/SE/TO incrementa adicionalmente la respuesta espectral sobre el especio AM1.5 completo, y reduce las pérdidas eléctricas respectivamente.

La Figura 2 ilustra la tecnología de fabricación de celda solar nueva RTWCG SiOx ARC/SE/TO , de eficiencia alta, de bajo costo de conformidad con una o más modalidades. Dependiendo de la fuerza de la solución de RTWCG, en 20 segundos a 1 minuto, el nuevo proceso de RTWCG es formulado para crear simultáneamente las siguientes características de mejora en celdas solares con metalización frontal y trasera: i. limpieza química in situ de las superficies de celda incluyendo las superficies metalizadas, haciendo éstas listas para interconexión; ii. un índice de refracción graduado de SiOx ARC que pasiva la superficie del emisor y tiene una reflectancia pesada promedio AM1.5 (AWR) por debajo del 10% cuando crece sobre las superficie de emisor planas; iii. un SE muy eficaz creado mediante grabado al ácido controlablemente la parte posterior de la superficie de emisor no-metalizada.

El diseño de celda solar de silicio cristalino RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) y la tecnología de conformidad con esta invención, reduce y simplifica el número de pasos de procesamiento de celda solar. Además, éste adopta la celda solar del estado del arte y las características del módulo solar tal como contactos más altamente conductores, y alternativas para encapsulantes EVA. También toma ventaja de ciertos beneficios que el proceso RTWCG mismo ofrece, tal como el uso de un perfil de difusión del tipo doblez y cola en el emisor. Puesto que le perfil de difusión de doblez y cola tiene una profundidad de unión relativamente profunda, la posibilidad de que las lineas de cuadricula anteriores pongan en corto circuito la unión de la unión es prácticamente eliminada. Esto a su vez permite el uso de contactos más altamente conductores y soluciones de metalización de impresión mediante serigrafía de resistencia de contacto inferior, los cuales disminuyen la resistencia de contacto ya baja creada por concentraciones de superficie de red alta del perfil de difusión debajo de las líneas de cuadrícula. Estos beneficios acoplados con la SE muy eficaz, producen una estructura de celda que tiene un campo de superficie frontal fuerte, un factor de idealidad bajo, y una ganancia de respuesta de azul grande contribuyendo a un incremento significativo en la eficiencia de celda.

La tecnología de fabricación de la celda solar de silicio cristalino RTWCG SiOX ARC/SE/TO usa un enfoque de proceso de bajo costo que simplifica o elimina varios pasos de proceso de otras tecnologías de celda solar de silicio de eficiencia alta de la técnica. La tecnología de fabricación es bosquejada abajo para una celda solar de n+/p (P,B) Si.

• Remoción del daño visto y limpieza antes de difusión.

• Difusión de fósforo con un perfil de difusión de concentración neta de portador mayoritario de red de doblez y cola, y preferiblemente con un enmascaramiento de borde mecánico o de otro tipo para evitar difusión pesada de los bordes de celda.

• Impresión mediante serigrafía estándar de los contactos frontal y trasero y templado de contacto anterior y posterior convencional de un paso.

El paso de proceso único de RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) ambientalmente amigable de conformidad con una o más modalidades, es un proceso químico en húmedo de costo bajo que en un minuto o menos logra lo siguiente: i limpia las superficies de metalización y silicio de la celda solar descubierta; ii. puede realizar aislamiento de borde de n+/p, y p+/n, o estructuras n+/p/p+ o p+/n/n+ difundidas de eficiencia mejorada; iii. en superficies de celda no metalizadas, 'crece un SiOx ARC de índice de refracción graduado con un AM1.5 AWR entre 5%-9%, dependiendo del tipo de sustrato de silicio; iv. la característica TO in situ opcional puede además disminuir el AM1.5 AWR a 3%; v. forma un SE de calidad excelente que es compatible con producción de bajo costo, de volumen grande; vi. Películas de SiOx que resultan de velocidad de crecimiento relativamente alta, >200 nm/min, soluciones de RTWCG SiOX pueden crear la característica de TO simultáneamente con las características de ARC/SE. Las películas de SiOx que resultan de velocidad de crecimiento menor, <50 nm/min, soluciones de RTWCG SiOx pueden requerir un paso de grabado al ácido de 10-20 seg. adicionales en 0.5%-2% HF(aC).

Remoción de Daño Visto v Limpieza de Oblea de Silicio Antes de la Difusión Antes de fabricación del dispositivo de conformidad con la Figura 2, se prepara la superficie de sustrato de silicio 200. La preparación de la superficie de las obleas de semiconductor de silicio (Si) antes de la formación del emisor a través de la difusión es bien conocida en la técnica y es referida simplemente usualmente como limpieza de oblea. Técnicas de limpieza de superficie usadas por la industria de semiconductores, y las cuales también aplican a tecnologías de fabricación de celda solar convencionales, y en particular a la mayor parte de las tecnologías de celda solar de silicio altamente eficientes, son divididas usualmente en cuatro grupos: extremo frontal de línea (FEOL), difusión de extremo de línea (DEOL), metalización de extremo de línea (MEOL), y extremo-trasero de línea (BEOL).

Existen dos tipos básicos de limpieza de oblea en uso actualmente: Limpiadores en húmedo de tipo-RCA, usada predominantemente en procesos de FEOL y DEOL, y limpiadores basados en solvente usados en procesos MEOL y BEOL. De interés para limpieza de superficie de superficies de Si antes de difusión están los procesos FEOL.

Aunque varias tecnologías nueva tales como limpieza de fase vapor, limpieza asistida por UV, limpieza con aerosol criogénico, y limpieza mediante plasma, muestran promesa, la industria de semiconductores aún recae en procesos en húmedo para la mayor parte de los pasos de limpieza FEOL. El proceso de limpieza FEOL mejor conocido y más ampliamente usado es la secuencia de limpieza RCA. W. Kern desarrolló el procedimiento RCA básico en 1965 mientras trabajaba para RCA (Corporación de Radio de América) - de ahí el nombre. La limpieza RCA de la superficie de silicio emplea dos pasos llamados Limpieza Estándar 1 (SC1) y Limpieza Estándar 2 (SC2). En el paso SC1 , obleas son expuestas a una mezcla caliente de peróxido de hidrógeno acuoso diluido e hidróxido de amonio para retirar películas de superficie orgánica y partículas. El paso SC1 tradicional es hecho de 1 parte volumétrica H2O2 para 1 parte volumétrica de NH4OH para 5 partes volumétricas de H2O. El paso SC2 es diseñado para retirar contaminantes atómicos metálicos pesados e iónicos usando una solución de 1 parte volumétrica de H2O2 a 1 parte volumétrica de HCI a 6 partes volumétricas de H20. La remoción de las capas de dióxido de silicio fina donde contaminantes metálicos pueden acumular como un resultado de SC1 , es hecha usando una parte volumétrica diluida HF para 50 partes volumétricas de H2Ü, justo antes de difusión.

Puesto que actualmente la mayor parte de los sustratos de silicio son sustratos de grado solar y la mayor parte de los fabricantes de obleas de silicio proporcionan obleas de silicio pre-limpiadas con espesores variando entre 180-250µ?t?, modificaciones a la limpieza RCA FEOL tradicional han sido propuestas e implantadas. Una de estas es la "Piranha" (98% H2S04 y 30% H2O2) y pasos HF antes, después, y entre los pasos SC1 y SC2. IMEC, por ejemplo, ha mostrado que el estándar SC2 puede ser reemplazado con diluir 0.1 mol/litro HCL sin H202, cortando el consumo químico y costo mientras mantiene las propiedades de remoción de metal.

Una razón para el éxito continuado de limpieza en húmedo RCA modificado es la disponibilidad de agua de pureza ultra alta (UHPW) y químicos. Más allá de la pureza química incrementada, la tendencia más significativa con respecto a la limpieza RCA, es el uso de mezclas más diluidas en un esfuerzo para reducir las rugosidades de la superficie.

Actualmente muy pocas compañías líderes aún corren el tradicional (5:1 :1) ?4??:?2?2:?2? o HCI:H202:H20 para SCI y SC2, respectivamente. Muchos de estos son por lo menos 10 veces más diluidos.

La Patente de E.U.A. No. 6,613,697 describe una secuencia de limpieza de oblea de FEOL Si que es una modificación de las limpiezas RCA tradicionales. Incluyendo el uso de los pasos "Piranha" y HF generalmente conocidos en la técnica antes, después y entre los pasos SC1 y SC2 películas RTWCG SiOX de calidad alta fueron crecidas en sustratos tipo-p y tipo-n (100) y (111). De conformidad con una o más modalidades, la formulación de limpieza FEOL modificada y la secuencia descrita en la Patente de E.U.A. No. 6,613,697 pueden ser usados para sustratos de silicio de ~200µ?? o más finos antes de difusión.

Los pasos de secuencia de RCA Modificado (MoPiranha) y Piranha Modificado (MoRCA) para limpiar superficies de oblea de silicio antes de formación de emisor (es decir, difusión): 1. 3-5 minutos de limpieza a 50°C - 60°C en solución de MoPiranha: [2 partes 98% H2S04 : 1 parte 30%H2O2 : 20 partes H2O]; 2. enjuagar con Ultra Agua de Pureza Ultra Alta (UHPW); 3. limpieza en 0.5% HF(aq) durante 1 minuto; 4. enjuague UHPW; 5. 3-5 minutos de limpieza a 50°C - 60°C en MoRCA, solución SC-1 : [3 partes NH4OH : 1 parte H202 : 25 partes H20]; 6. 2 x UHPW enjuague; 7. limpieza en 0.5% HF(aq) durante 30 segundos; 8. enjuague UHPW; 9. limpieza de 3-5 minutos a 50°C - 60°C en MoRCA, solución SC-2: [25 partes 0.05 mol/litro HCI : 1 parte H202]; 10. enjuagar con UHPW; 11. limpieza en 0.5% HF(aq) durante 30 segundos; 12. enjuague UHPW; 13. secado N2.

Perfil de Difusión de Concentración Neta de Portador Mavoritario de Doblez y Cola Como se ilustra en la Figura 2, una capa de emisor 210 es depositada primero sobre la superficie preparada de base de silicio 200. n+/p Si serigrafiado convencional, y las celdas solares de p+/n Si potencialmente más altamente eficientes, generalmente usan una difusión homogénea simple para formar un emisor con el mismo nivel de dopaje debajo de los contactos de metal como es sobre las partes no metalizadas de la superficie del emisor. Para crear una resistencia de contacto baja entre el emisor y las líneas de cuadrícula, una concentración neta de portador mayoritario de superficie alta es requerida bajo los contactos impresos mediante serigrafía. Sin embargo, la concentración de superficie alta del dopante n+ o p+ produce una "capa muerta" que reduce drásticamente la respuesta azul de la celda.

Nuevos diseños de celda mejoran la respuesta azul de celda estableciendo contactos sobre los emisores más superficiales con concentración de dopante de superficie inferior. Sin embargo, esto incrementa la resistencia de contacto entre las líneas de cuadrícula y la superficie del emisor. Junto con una resistencia de hoja de emisor más grande, la resistencia mayor contribuye a un incremento en la resistencia en serie. También es problemática una caída frecuente en el valor de la resistencia en derivación debido a una ocurrencia incrementada de "perforación pasante" dentro de los sustratos de p-Si.

Hasta lo mejor de nuestro conocimiento, los fabricantes de celda no usan actualmente, lo conocido en la técnica, el perfil de difusión de doblez y cola debido a que la concentración del donante de la superficie es demasiado alta. La eficiencia de celda empeora, a pesar de la resistencia de contacto mejorada entre las líneas de cuadrícula anterior y la superficie de emisor n++, debido a una respuesta de azul baja. La capa de superficie altamente dopada podría tener que ser grabada al ácido de atrás desde las partes no metalizadas de la superficie del emisor. Esto podría formar el llamado emisor selectivo (SE), una característica de mejora ya provista por el diseño de celda solar de silicio cristalino RTWCG SiOx ARC/SE/TO y tecnología.

La discusión en la presente será restringida a la estructura de celda de n+p (P,B) Si descrita en esta descripción para la fabricación de celdas solares de silicio cristalino de bajo costo, de eficiencia alta. Se entiende, sin embargo, que usando la misma secuencia de tecnología de fabricación descrita en la presente, es posible producir estructuras de celda solar de silicio cristalino de p+n Si RTWCG SiOx ARC/SE/TO, de bajo costo, de eficiencia alta, así como estructuras de celda solar de silicio cristalino n+/p/p+ Si o p+/n/n+ Si RTWCG SiOx ARC/SE/TO. Otras estructuras también serán evidentes para un experto en la técnica.

El perfil de difusión de fósforo de doblez y cola es debido al mecanismo de difusión doble creado por concentraciones altas de la fuente de fósforo en silicio. En este tipo de difusión el fósforo total incorporado en la superficie de la capa difundida es mucho mayor que el fósforo eléctricamente activo correspondiente. Debajo del doblez, sin embargo, la concentración de fósforo atómico y la concentración de dopaje de red se torna casi igual. La concentración de dopaje depende de la solubilidad sólida de los elementos de impureza en silicio. Por ejemplo, la solubilidad de sólido de fósforo en silicio a 950°C es aproximadamente 2E21átomos/cm3.

Para tomar ventaja de la ganancia de eficiencia ofrecida utilizando el proceso RTWCG SiOX ARC/SE/(TO), la cantidad de fuente de fósforo, de conformidad con una o más modalidades, puede ser en, o justo bajo, la solubilidad de sólido de fósforo en silicio a una temperatura de difusión dada. Las temperaturas de difusión que forman un perfil de difusión de doblez y cola utilizable, pueden estar entre 875°C y 950°C. El tiempo de difusión es elegido para producir una unión profunda entre 0.5-0.65pm, con una profundidad casi óptima de 0.55pm para una estructura de celda RTWCG SiOX ARC/SE, y desde 0.60 pm hasta 0.65 pm para una estructura de celda RTWCG SiOX ARC/SE TO.

La resistencia de hoja del emisor, cuando el perfil de difusión tiene una concentración alta de la fuente de fósforo, depende principalmente de la magnitud de la región de concentración alta. Subsecuentemente, un perfil de difusión de doblez y cola puede producir emisores que tienen resistencias de hoja variables aún cuando su profundidades de unión son iguales. Cuando el tiempo de difusión es prolongado en el extremo inferior del intervalo de temperatura de difusión de 870°C-950°C, el resultado es un perfil menos abrupto y más largo de la cola de concentración baja con relación a la región de concentración alta. Emisores de una resistencia de hoja especificada, que son difundidos a temperaturas más bajas, puede resultar en celdas solares de impresión mediante serigrafía con factores de relleno más altos debido a la disminución de derivaciones tipo Schottky. Los emisores difundidos a temperaturas más bajas para duraciones más largas pueden producir una eficiencia de captación mas alta, resultando en recombinación de masa incrementada de por vida, y así una eficiencia de quantum interna más alta en longitudes de onda largas. Sin embargo, la extensión de cola más profunda de emisores de temperatura baja, producen perfiles de difusión menos abruptos con un campo de superficie frontal más débil. Esto causa absorción incrementada dentro del emisor altamente recombinante, resultando en pérdidas de corriente debido a la eficiencia de recolección más baja en longitudes de onda cortas.

La Figura 3 proporciona un ejemplo de un perfil de profundidad de concentración neta de donante mayoritario de red de doblez y cola creado por un diseño de celda solar de silicio de cristal único RTWCG SiOX ARC/SE/TO. El perfil de difusión fue adquirido usando el método de resistencia de propagación usando el horno establecido mostrado en la Figura 4 o cualquier otro método convencional de técnica de difusión/dopaje. La difusión de fósforo experimental fue llevada a cabo en un sustrato de 600pm-espesor (100) p-Si Czochralski (Cz). Un tubo abierto fue usado con una temperatura de difusión de 900°C. El tiempo de difusión fue de 24 minutos, seguido por una purga de 7 minutos, y un accionamiento de 10 minutos. El valor de consigna fue 800°C, con una rampa en 8°C/min, y una rampa más pausada de 3°C/min. Como puede observarse en la Figura 3, la concentración de la superficie del donante neta máxima es de alrededor de 6E+20cm'3, y el doblez está en aproximadamente 0.2pm por debajo de la superficie del emisor. A pesar de la caída de temperatura de rampa lenta, la cola es aún abrupta, asegurando la formación de un campo de superficie frontal relativamente fuerte.

A partir de gráficas de eficiencia de quantum externa, los procesos RTWCG SiOX ARC/SE cuando se usan sobre celdas solares n+/p de área pequeña que tienen un perfil de difusión de doblez y cola tal como en la Figura 3 mejora la respuesta azul de celda mediante aproximadamente 60% comparada con celdas descubiertas. Sin embargo el proceso RTWCG SiOx ARC/SE graba al ácido de atrás alrededor de 0.2pm (indicado por la línea 300) desde la superficie no metalizada del emisor para crear un espesor de película ARC óptimo de 150 nm. Esto significa que el perfil de difusión de estas celdas de área pequeña no es óptimo; después de retirar aproximadamente 0.2pm desde la superficie del emisor de área activa, como puede observarse en la Figura 3, la concentración de la superficie restante está aún arriba de 1 E+20cm"3, y por lo tanto demasiado alta para una celda de eficiencia alta.

El perfil representado en la Figura 3 es apropiado mejor para el proceso RTWCG SiOx ARC/SE/TO el cual utiliza soluciones de crecimiento que tienen velocidades de crecimiento de SiOx, más grandes, >200 nm/min. Para crear el espesor de SiOx óptimo cerca del inicial de 220-240 nm, el proceso graba al ácido atrás 0.25µ?t? a 0.3µ?t? (indicado por la línea 310) desde la superficie del emisor no metalizada. Como puede observarse en la Figura 3, la concentración superficial restante sobre el área activa es aún ligeramente sobre el óptimo de 1 E+19 cm"3. Para el perfil de difusión anterior, aunque la respuesta de azul de la célula mejora significativamente después del crecimiento de SiOx, la concentra de superficie alta después de grabado al ácido atrás aproximadamente 0.3pm desde el área activa del emisor crea una resistencia de hoja sobre las áreas activas posteriores grabadas al ácido de solamente 50-60Q/cuadrados. Esta resistencia de hoja es demasiado baja para una celda de eficiencia alta.

Como se describe en la sección en la sección de emisor selectivo de abajo, el RTWCG SiOX ARC/SE puede tener una profundidad de unión como difundida (xj) de 0.5pm a 0.55pm y el doblez puede ser en aproximadamente 0.1 pm desde la superficie para maximizar el Isc, Voc, y FF, y por lo tanto la eficiencia de celda. La concentración de superficie inicial puede ser de aproximadamente 6E+20cm-3, y la concentración de superficie final (después de grabado al ácido trasero aproximadamente 0.2pm desde la superficie no metalizada) debería ser desde 8E+18/cm3 hasta 1 E+19/cm3. Después de grabado al ácido atrás, el perfil de difusión del área de emisor no metalizado resultante puede tener un puede tener una pendiente abrupta la cual produce un campo de superficie frontal fuerte. Para una celda de eficiencia alta, la resistencia de hoja del emisor puede estar entre 20-25Q/cuadrados antes de revestimiento, y entre 1 10-120Q/cuadrados después de la formación de RTWCG SiOX ARC/SE.

Aislamiento de Borde Obleas usadas en procesamiento de celda solar de silicio cristalino son dopadas con boro usualmente, pero cualquier sustrato tipo-p puede ser usado como es bien entendido en la técnica, y la unión tipo-n es difundida generalmente en el sustrato tipo-p. Dopaje tipo-n estándar es hecho normalmente usando fuentes de fósforo disponibles comercialmente. Otros dopantes de tipo-n convencionales pueden usarse como es bien entendido en la técnica. Independiente de la fuente, fósforo no solamente se difunde dentro de la superficie anterior de la oblea deseada sino que también sobre los bordes y la superficie posterior. Esto crea una trayectoria en derivación entre la parte anterior y la parte posterior de la celda solar. Por esta razón, varias técnicas de aislamiento de borde han sido diseñadas, incluyendo grabado por plasma, y corte por láser. Como una práctica estándar, aislamiento de unión de borde, o la remoción de la trayectoria alrededor del borde de oblea, es hecho comúnmente por 'apilamiento de monedas' de las celdas. Las celdas apiladas son colocadas dentro de una cámara de grabado por plasma para retirar los bordes expuestos.

No se hace el intento usualmente para retirar la unión posterior. La mayor parte de los fabricantes usan pasta de metal aluminio o pasta de plata dopada-aluminio en la parte posterior, con la espectativa de que el aluminio como un dopante tipo-p se aleará con el silicio, destruyendo así cualquier cualquier capa tipo-n. Las condiciones de activación para el contacto de aluminio posterior son elegidas para neutralizar sus efectos, frecuentemente con éxito limitado. Desafortunadamente, la zona de gradiente térmico fusionada para la región fundida de aluminio/silicio en combinación con solubilidad de fósforo bastante deficiente en el aluminio/silicio frecuentemente conduce a la capa tipo-n siendo destruida ineficazmente. Esto conduce a campo superficial posterior débil, y finalmente a un eficiencia de celda baja.

A menos que la difusión de emisor parásita envuelta alrededor del borde oblea sea retirada, las mayor parte de las celdas industriales adolecen de factores de muy bajo relleno que puede ser tan bajo como 60%. Existen muchos métodos diferentes conocidos en la técnica para realizar aislamiento de borde sobre celdas solares de silicio, incluyendo pero no limitado a grabado por cilindro de plasma, ranurado láser convencional, grabado al ácido en seco, grabado al ácido en húmedo en línea, y distribución de pastas de grabado al ácido. Un proceso láser nuevo emergente, que tiene el potencial para superar los problemas de láseres convencionales, es el láser guiado por chorro de agua.

Hasta hace unos pocos años atrás, grabado por cilindro de plasma fue el proceso estándar para aislamiento de borde de celdas solares, pero hubo un gran interés en reemplazar éste por un proceso en línea apropiado. La técnica de lote condujo a una interrupción fuerte en el proceso de flujo proveniente de apilamiento y des-apilamiento de grandes números de obleas. Este problema resultó en algunos fabricantes de celdas solares eligiendo eliminar el paso de proceso destructivo aún si la penales que ésto tenían que pagar fue un a disminución significativa en la eficiencia de la celda. Uno de los procesos de aislamiento de borde nuevos más exitosos es trazamiento con láser el cual se dice ser apropiado para procesamiento en línea y las obleas no necesitan ser tocadas.

Es acordado generalmente que la interrupción del flujo de proceso asociado con grabado con cilindro de plasma es muy ventajoso. Los procesos de grabado al ácido y láser cada uno tiene ventajas especificas y algunas principales, conocidas en la técnica, desventajas. Por lo tanto, tienen que ser evaluadas alternativas al aislamiento de borde de láser convencional, si el desempeño comercial del paso de aislamiento de borde está para ser incrementado adicionalmente.

Una respuesta de rojo mejor es lograda grabando al ácido el campo de la superficie trasera. Una manera conocida de grabar al ácido el campo de la superficie trasera es usar estructuras de celda difundidas de n+pp+ -Si. Después de que el difusor es hilado encima, la difusión es llevada a cabo por difusión de tubo donde las obleas son dispuestas de tal manera que las superficie de oblea del mismo tipo de dopante se orientan a una otra. Aunque se ha probado que esta técnica produce celdas solares de silicio de eficiencia buena, no necesitan el giro-encima doble adicional, y conducen fuera pasos orgánicos. Estos pasos adicionales incrementan el costo de fabricación y también disminuyen el flujo del proceso, hacen éstos indeseables para producción de celdas solares de volúmenes grandes.

Comparado con la estructura de celda de n+p Si tradicional, la cual utiliza un campo de superficie trasera de aluminio impresa mediante serigrafía (AI-BSF), la estructura de celda n+pp+ Si con difusión de boro produce celdas más altamente eficientes. Esto lo hace mejorando la pasivación de la superficie trasera de la celda solar de silicio creando un campo de superficie trasera más fuerte que reduce recombinaciones de la superficie trasera, e incrementa la eficiencia de recolección de rojo y casi rojo. Reemplazando la estructura de celda n+pp+ Si con una estructura de celda de p+nn+ Si incrementa la vida útil de masa de minoría de portador eficaz, lo cual conduce a un voltaje de circuito abierto más alto.

En una o más modalidades, un proceso en línea es empleado para eliminar la necesidad de pasos de proceso de aislamiento de borde así como la necesidad de apilamiento y desapilamiento de celdas. Enmascarando el borde de celda durante el paso de difusión, el bode de celda es protegido de difusión fuerte. La Figura 4 muestra el equipo de difusión tipo transportador 400 conceptualizado. Las obleas de silicio 410 son colocadas entre dos placas de cerámica grado semiconductor 415, 420 de conductividad térmica baja cuya dilatación y una constante de contracción son similares para la dilatación del sustrato de silicio y constantes de contracción. Las placas de cerámica son montadas a las paredes laterales de la cámara de difusión inferior 420 y aseguradas en su lugar mediante un miembro de acero inoxidable superior 440. El acero inoxidable resistente a la temperatura utilizado en el equipo debería ser grado semiconductor con difusión de impurezas pequeña.

Los sustratos de silicio limpio son generalmente hidrofóbicos, conduciendo a un buen conocimiento en el problema de la técnica. Capas de fuente de difusión no uniformes pueden resultar de rociado, sobre los sustratos de silicio limpios, fuentes de difusión acuosa tales como ácido fosfórico diluido y ácido bórico diluido a, o cerca de, la temperatura ambiente.

En una o más modalidades, rociar durante 1-5 segundos a temperaturas entre 175°C y 200°C, con una presión ligera positiva a 20-50 Torr sobre la presión atmosférica, puede evitar el problema mencionado anteriormente.

La rampa hacia arriba y la rampa hacia abajo de la temperatura en línea puede ser llevada a cabo en un ambiente de nitrógeno. Las fuentes de difusión son aplicadas, como para arriba, al inicio de una rampa de subida de temperatura de 50°C/min a 100°C/min, rápida. Las capas de fuente de difusión uniformes fueron obtenidas, sin embargo, después de que la difusión fue llevada a cabo y el vidrio de difusión fue retirado, manchado fue observado, especialmente sobre la superficie dopada de boro. El problema de manchado fue superado por la incorporación de un flujo de oxígeno pequeño hacia el flujo de nitrógeno continuo, uno a dos minutos antes de que la temperatura de difusión fue alcanzada. El flujo de oxígeno entonces fue parado después de los primeros 1-2 minutos de la rampa de temperatura hacia abajo lo cual no debería exceder 50 °C/minute.

La máscara mecánica en la Figura 4 bloquea la fuente de difusión desde la cubierta del borde de la célula, así cualquier difusión cruzada desde las superficies opuestas es de manera similar parada. Utilizando esta técnica de difusión en línea simple, donde la fuente de difusión es depositada al inicio de una rampa de subida de temperatura rápida (50'100°C/min), buena calidad de las capas de difusión n+ y p+ pueden ser obtenidas simultáneamente sobre las dos caras opuestas de la oblea de silicio. Además, de conformidad con esta invención, cualquier dopaje cruzado no deseado sobre los bordes de las celdas lo cual puede ocurrir a pesar de la máscara mecánica, son grabados durante el proceso RTWCG SiOX ARC/SE (TO). Puesto que este método convierte el paso de proceso de aislamiento de borde innecesario, esto disminuye el costo de procesamiento como corresponde mientras que incrementa la eficiencia de celda RTWCG SiOX ARC/SE/(TO) Utilizando el proceso de difusión mencionado anteriormente, la eficiencia de la celda solar de silicio cristalina RTWCG n+/p/p+ Si o p+/n/n+ Si incrementa debido a: una formación de campo de superficie trasera fuerte, una densidad menor de centros de recombinación sobre la superficie trasera, y una resistencia de contacto frontal y trasera significativamente menor.

Con algunas mejoras para metalización frontal y trasera impresa mediante serigrafía, una temperatura de templado mucho menor podría ser necesaria. Temperaturas de templado reducidas disminuyen los costos de fabricación disminuyendo el consumo de energía del paso de procesamiento. Además, la resistencia de derivación (Rsh) de la característica RTWCG SE de buena calidad podría incrementar, haciendo menos probable que las líneas de cuadriculado frontal podrían poner en corto circuito la unión.

Las ventajas de las fuentes de difusión de líquido son conocidas en la técnica. Dopantes aquimicos peligrosos tales como oxicloruro de fósforo (dopaje n+), fosfino (dopaje n+), tricloruro de boro (dopaje p+), tribromuro de boro (dopaje p+), y diborano (dopaje p+) pueden reemplazarse por el ácido fosfórico diluido más seguro (dopaje n+), y ácido bórico (dopaje p+).

El uso de las fuentes de difusión de líquido fue sugerido como ejemplos de difusores en la producción de las difusiones n+/p/p+ Si o p+/n/n+ Si simultáneas en línea. También fue sugerido un ejemplo de enmascaramiento físico (Figura 4). Como se entiende por cualquier experto en la técnica, las fuentes de difusión líquidas puede ser reemplazadas con cualquiera de otro tipo de fuentes de difusión, tales como sólido, gaseoso, líquido, fuente de difusión impresa mediante serigrafía, fuente de difusión de giro. Similarmente, cualquier otro esquema de enmascaramiento de borde puede ser empleado, seguido por la remoción de impurezas de difusión no deseadas desde los bordes de las estructuras de celda solar n+/p Si, p+/n Si, n+/p/p+ Si o p+/n/n+ Si usando cualquier derivativa de los procesos RTWCG SiOX ARC/SE /(TO) no se desvían de las enseñanzas, y son contemplados por esta invención.

Contactos frontal y trasero impresos mediante serigrafía y templado de contactos frontal y trasero de un paso Contacto trasero metalizado 230 y líneas de cuadrícula frontal 220 entonces son aplicadas al dispositivo, como se muestra en la Figura 2.

Spectrolab introdujo contactos de celda solar de silicio terrestres mediante metalización impresa por serigrafía a finales de 1970. Aunque este proceso ha soportado ciertamente la prueba del tiempo, existen no obstante limitaciones serias a los contactos producidos por este tipo de metalización. Para que los contactos tengan la resistencia de contacto los suficientemente baja la superficie del emisor debe tener una concentración de dopaje alta. La relación de aspecto es relativamente deficiente debido a la anchura relativamente larga (150pm) de las líneas de cuadrícula basadas en plata frontales. Éstos poseen conducción relativamente baja y finalmente, ocurre aumento a lo largo del plano (111) a la temperatura de templado del metal de aluminio lo cual cubre usualmente la superficie trasera completa de la celda. Aunque los contactos obtenidos por metalización impresa mediante serigrafía tienen desventajas, tienen costos altamente más competitivos y son muy escalables para producción de rendimiento total alto. A la fecha, no existen otras tecnologías viables que puedan competir en costo o escalabilidad.

Pastas usadas en metalización impresa mediante serigrafía son hechas de partículas de metal, compuestos de vidrio de punto de fusión bajo (frita), y aglutinantes orgánicos y solventes. Para las estructuras de celda de silicio n+/p convencionales, la pasta contiene normalmente polvo de plata (Ag). Para disminuir la resistencia de contacto, compuestos que contienen fósforo, los cuales incrementan la concentración de dopaje de las regiones tipo-n subyacentes del contacto frontal, pueden ser incorporados a la pasta. Para pastas de superficie trasera, A1 es usado frecuentemente para dopar las regiones tipo-p subyacentes. Inmediatamente después de exhibición a cada lado, las pastas son secadas por calentamiento a temperaturas de 350-400°C. Los contactos entonces son cocidos usualmente en un horno de cinturón hasta 900°C, lo cual está sobre la temperatura eutéctica de Ag-Si de 835°C.

Es bien conocido en la técnica que la resistencia de contacto de la cuadrícula frontal basada en Ag para un emisor de n+-Si puede ser altamente sensible a condiciones de horneado. Las pastas utilizadas para el cribado de contacto posterior son hechas predominantemente de plata con algún porcentaje pequeño adicional de aluminio. Las condiciones bajo las cuales los contactos posteriores son cocidos también son altamente críticas para asegurar la neutralización de unión posterior. Fusión de la zona de gradiente de temperatura puede ser una cuestión importante cuando se mezcla el componente de pasta A1 para formar los 'campos de superficie trasera'. Lámparas infrarrojas, en lugar de elementos de calentamiento de horno normales, son usados frecuentemente para cocción.

Nuevas técnicas de metalización están bajo desarrollo con potencial de rendimiento alto, así como mejoras para cobertura de metal, resistencia de dedo, resistencia de contacto, y costo de material.. Las tecnologías de proceso de metalización de contacto frontal y trasero que muestran beneficios potenciales son: nano-tintas, chorro de aerosol de metal, sinterización láser de polvo de metal, contacto a hetero-uniones, y revestimiento. Por último, capas de barrera crean (PVD) ???, TiW, y TaN depositado de vaor de plasma para cobre y son alternativas potenciales para metalización de plata y aluminio.

El uso de una región dopada más fuertemente y más gruesa debajo de las líneas de cuadrícula frontal, proporciona mayor latitud al paso de cocción de contacto de metal. Esto permite la utilización de formulaciones de metal serigrafiadas que penetran más profundo y son más conductores.

Grabado trasero y crecimiento de capas de SiOx Siguiendo la metalización de impresión mediante serigrafía frontal y trasera, sin preparación de superficie adicional, la solución RTWCG crece una película fina de RTWCG SiOx 250 sobre las superficies no metalizadas de la celda, como es ilustrado en la Figura 2. El método puede ser usado para preparar capas de SiOx que realizan varias funciones.

En una o más modalidades, una capa de SiOx es formada usando un grabado trasero controlado de una capa de superficie de silicio dopada y crecimiento de una capa de SiOx. Cuando el silicio es consumido, existe un "grabado trasero" controlado dentro de la oblea de silicio. Simultáneamente, las reacciones de superficie generan SiOx en la superficie. El crecimiento de SiOx global es un balance de las dos reacciones que compiten en el sistema de solución de crecimiento. Como se usa en la presente, espesores de SiOx se refiere al espesor de SiOx final de la capa. Velocidad de crecimiento de SiOx se refiere al espesor de SiOx total generado sobre una unidad de tiempo (generalmente 1 minuto). El crecimiento de un espesor de SiOx dado generalmente consumirá un espesor mayor del sustrato de silicio inicial, de tal manera que la capa de SiOx total crecida es menor que el grabado trasero de Si. A manera de ejemplo, en la formación de una capa de SiOx de 100 nm, 150 nm de Si pueden ser consumidos.

En una o más modalidades, la capa puede ser crecida rápidamente, precisamente y uniformemente para formar un revestimiento de antireflexión. La capa proporciona antireflexión superior debido al gradiente de composición de la capa. El RTWCG ARC puede tener la misma reflectancia o inferior en obleas pulidas que SiNxARC tiene en las obleas de múltiples cristales texturizadas. En una o más modalidades, el índice refractivo de la capa es graduado de tal manera que la superficie de extremo tiene un índice de refracción cercano a ese del S1O2 (el cual tiene un índice de aproximadamente 1.2) y el índice incrementa hacia el interior de la capa y aproxima el índice de refracción de silicio (el cual es aproximadamente 3.4) en la ¡nterfaz SiOx/sustrato.

En una o más modalidades, el proceso de crecimiento de SiOx produce una capa de pasivación que reduce la reactividad de la superficie de silicio. En otras modalidades, el proceso de SiOx capta la capa de silicio y reduce las impurezas. En particular, las impurezas de dopante en la capa de SiOx puede ser menor que los niveles de dopante en la capa de silicio inicial. La pureza del crecimiento de óxido está relacionada directamente a la pureza de los químicos usados. Cuando los químicos de pureza son usados, el óxido es muy limpio y proporciona un nivel alto de pasivación y captación.

En una o más modalidades, la parte trasera grabada es usada para adelgazar con precisión la capa de emisor, por ejemplo, solamente una porción de la capa de emisor es grabada de la parte trasera. Por ejemplo, la grabación trasera y el crecimiento de SiOx pueden retirar la capa muerta de fósforo (P) dejada después del proceso de difusión. La solución solamente reacciona con el silicio, por lo tanto la cuadrícula frontal cocida puede ser usada como una máscara y el proceso crea un emisor selectivo auto-alineado.

En otras modalidades, la capa de SiOx es crecida lo suficientemente gruesa para retirar el emisor completo. Este proceso crea una superficie pasivada.

En otras modalidades, el proceso RTWCG es capaz de texturizar el SiOxARC grabando la superficie de la capa de SiOx para producir una capa de óxido de textura (TO). Texturizar la capa de SiOx en lugar de texturizar el silicio tiene ciertas ventajas. La capa TO SiOx muestra velocidad de recombinación de superficie frontal reducida y un nivel más alto de pasivación de superficie frontal debido a una superficie de silicio menos dañada y área de superficie de silicio reducida. Una superficie óxido texturizado puede ser formada durante el paso de crecimiento bajo condiciones de velocidad de crecimiento alta, por ejemplo, > 200 nm/minuto. El proceso de textura también puede ser llevado a cabo usando el paso del proceso en húmedo de ácido medio (10-15 segundos) adicional después del crecimiento de SiOx. El espesor SiOx usado para textura es aproximadamente 0.2 a 0.22 mieras (en lugar de las 0.13 mieras para el estándar SiOx ARC/SE, el cual puede requerir un tiempo de crecimiento ligeramente mayor (aproximadamente 30-60 segundos mayor) y el cual incrementa la profundidad de grabado trasero desde aproximadamente 0.2 mieras hasta aproximadamente 0.3 mieras (resulta en una concentración de superficie P neta menor, aproximándose a esa de una "celda de azul").

En una o más modalidades, la capa de SiOx es crecida sobre superficies semiconductoras dopadas. En una o más modalidades, la capa de SiOx es crecida sobre superficies de n+ o n++ Si. En una o más modalidades, las capas de SiOx son crecidas sobre capas de p+ o p++ Si.

En una o más modalidades, el sustrato es sumergido dentro de la solución líquida RTWCG SiOx. La técnica de inmersión no solamente crece películas de SiOx sobre las porciones no metalizadas del emisor sino que también sobre los bordes y las superficies traseras no metalizadas de la celda. Este método fue usado para conducir el grueso del trabajo experimental emprendido para el desarrollo de la RTWCG SiOx ARC/SE/(TO).

Otras técnicas RTWCG han sido empleadas exitosamente para enviar la solución RTWCG sobre el sustrato. La técnica de rocío utilizó un atomizador diseñado especialmente para enviar una película de solución RTWCG sobre la superficie de la celda de silicio. En la técnica flotante, el lado frontal de la celda solar fue colocado sobre la superficie de la solución RTWCG; la tensión superficial de la solución líquida mantuvo la celda sin hundirse. La técnica de distribución despliega la solución RTWCG de arriba en una dirección paralela a las lineas de cuadrícula. Debido a la constitución acuosa de la solución, se forma un menisco que es lo suficientemente fuerte para evitar que la solución fluya fuera de la celda. La técnica de dispositivo mecánico fue usada con dispositivos tales como cepillos o rodillos para enviar la solución RTWCG . Ciertos dispositivos mecánicos requirieron que la viscosidad de la solución sea incrementada a través de la incorporación de celulosa o cualquier otro gel no contaminante de silicio.

Siguiendo la formación de RTWCG SiOx, las celdas son enjuagadas en agua, después secadas por soplado mediante nitrógeno o secadas con aire. Aunque la pureza del agua de preocupación para otros pasos de procesamiento de celda, no es de preocupación crítica enjuagar la película de RTWCG SiOx. Experimentalmente no fue notable la diferencia en el desempeño de las celdas RTWCG que fueron enjuagas en agua de pureza ultra alta (cerca de 18 ?O-cm) contra las celdas RTWCG enjuagadas en agua de osmosis inversa, de pureza menor, simple.

En una o más modalidades, una solución de RTWCG mejorada es empleada para crecer la película fina de SiOx. Ciertos componentes, tales como la fuente de silicio pueden ser eliminados para formar soluciones simplificadas que puedan ser usadas para fabricar celdas solares de silicio de eficiencia alta, de costo bajo. Estas soluciones RTWCG SiOx tienen una velocidad de crecimiento alta y producen buena calidad de películas de SiOx usadas como revestimientos a ntiref lectivos (ARC) que tienen una reflexión pesada promedio AM1.5 muy baja. Simultáneamente con la formación de ARC, las nuevas soluciones RTWCG SiOx producen varias otras características importantes que son conocidas que incrementan la eficiencia de las celdas fotovoltaicas. Múltiples pasos de fabricación caros son así simplificados por las nuevas soluciones RTWCG SiOx las cuales crean todas las características de mejora simultáneamente, en un paso de proceso único.

El método RTWCG SiOx y proceso descrito aquí es un proceso químico en húmedo a temperatura ambiente el cual, por acción catalítica, crecen rápidamente películas dieléctricas finas basadas en óxido de silicio (SiOx). Las soluciones de RTWCG SiOx para aplicaciones de celda solar tienen una velocidad de crecimiento de ~500 nm/min. La solución de crecimiento puede ser formulada para crecer una película de ARC de espesor de aproximadamente 150 nm en aproximadamente 18 segundos. Para integrar en lineas de tiempo de producción existentes, el tiempo de crecimiento de SiOx puede ser ajustado para estar entre 25 segundos a 1 minuto, lo cual se traduce en una velocidad de crecimiento variando dése 140 nm/min hasta 150 nm/min para el diseño de celda de RTWCG SiOx ARC/SE. Para el diseño de celda RTWCG SiOx ARC/SE/TO la velocidad de crecimiento está entre 220 nm/min y 240 nm/min. Valores de velocidad de crecimiento fueron determinadas experimentalmente midiendo la tiempo requerido para crecer óxidos de espesor deseado. Aunque para soluciones de velocidad de crecimiento de SiOx ultra-rápida los espesores de la película de SiOx crecida sobre sustratos de silicio n+ o p+ dopados fuertemente puede ser tan alta como 500 nm es el primer minuto, para tiempos de crecimiento mayores las velocidades de crecimiento de SiOx normalizado disminuyen continuamente.

Cuando la película de SiOx crece más profundo, el oxígeno requerido para continuar la reacción debe migrar a través de un espesor de SiOx incrementado hacia la interfaz de SiOx/Si. Cuando al reacción progresa, la velocidad de crecimiento se torna menor. Por lo tanto, la velocidad de crecimiento de la película de RTWCG SiOx no es constante como una función del tiempo de crecimiento de SiOx. Esto actualmente resulta ser una ventaja, tanto en términos de la uniformidad muy buena de las películas, así como mayor control sobre el espesor de SiOx.

Esto inicia con sustratos de silicio limpios, la película de SiOx es muy uniforme. La Figura 5 muestra una vista SEM de una película de RTWCG SiOx de 400 nm de espesor crecida sobre un sustrato de c-Si de grado semiconductor de 20.32 centímetros (ocho pulgadas) que tenía una superficie similar a espejo. La desviación del espesor de la película de SiOx de la película de RTWCG SiOx de arriba, es de aproximadamente 0.5% como es determinado por elipsometría. La rugosidad promedio de la superficie (ASR) revelada por AFM es tan baja como 0.1 nm. Para sustratos de silicio plano grado solar limpio, el espesor de la película se desvía por menos de 1 %.

Por ejemplo, usando elipsometría, las mediciones de espesor fueron realizadas en una instalación de prueba independiente sobre cada uno de los seis sustratos de Cz Si 12.7 centímetros (5 pulgadas) grado solar. El espesor de SiOx sobre los sustratos varió desde 68-110 nm. Las mediciones de espesor de 5 puntos a través de cada sustrato mostró una desviación de promedio desde tan bajo como 0.75% sobre la mejor película de SiOx, hasta una desviación alta de 1.03%.

Las películas de SiOx crecidas sobre sustratos de silicio limpio tienen buena conformidad como puede observarse en la Figura 6A la cual muestra una vista de microscopio de Nomarski (X1.100) de una película de SiOx crecida sobre una superficie de n+ c-Si cubierta con pirámides. La imagen tomada por microscopía de Nomarski muestra diferencias sin contraste entre las caras de las estructuras piramidales. A partir de esto puede inferirse que el crecimiento de la película de RTWCG SiOx ocurre sin algún crecimiento preferente significativo en orientación cristalográfica (100) y (111). De hecho, aún cuando el crecimiento sobre las varias orientaciones cristalográficas presentes sobre sustratos de silicio poroso (Figura 6B), la película de SiOx es bastante uniforme y conformal. La buena conformidad de las películas de RTWCG SiOx las hace ideales para uso sobre superficies de celda solar texturizadas.

Películas de RTWCG SiOx de calidad de dispositivo son crecidas usando la formulación de la solución de crecimiento descrita en la presente. L|as películas de SiOx pueden ser crecidas sobre: i varios sustratos de silicio cristalino tales como c-Si y mc- Si; ii sustratos de silicio amorfo; iii sustratos semiconductores incluyendo, pero no restringidos a, compuestos semiconductores lll-V.

A menos que se especifique de otra manera, las películas de RTWCG SiOx que son crecidas en formulaciones de solución de velocidad de crecimiento relativamente baja de menos de 100 nm/min son uniformes y confórmales.

Soluciones de crecimiento de RTWCG SiOx preferidas fueron seleccionadas a través de un proceso de cribado que incluyó lo siguiente: I. Seleccionar los componentes de las soluciones de crecimiento de SiOx.

II. Elegir el control de crecimiento de SiOx.

III. Composición y composición química de SiOx y control de contaminación.

IV. Probar las soluciones de RTWCG SiOx en grandes números de celdas solares de silicio cristalino de varios tamaños.

V. Probar las soluciones de RTWCG SiOx sobre varios esquemas de metalización.

VI. Probar la compatibilidad de la solución de RTWCG SiOx con fotorresina.

VII. Probar la uniformidad y la conformidad del RTWCG SiOx usando: i microscopía de Nomarski de alta resolución; ii Microscopía de Exploración Electrónica (SEM); iii Microscopía de Transmisión Electrónica (TEM); iv Microscopía de Fuerza Atómica (AFM) VIII Probar la composición química de RTWCG SiOx y concentración atómica de varios componentes de las películas de SiOx usando: i Análisis de Rayos-X de Energía Dispersiva (EDAX); ii. Estudios de Espectroscopia Fotoelectronica de Rayos-X (XPS) y perfiles de profundidad; iii. Perfil de profundidad de Espectroscopia Electrónica de Auger (AES) iv. Perfil de profundidad de Espectroscopia de Masas de Iones Secundarios (SIMS); v Perfiles de profundidad de Fluorescencia de Rayos-X de Reflexión Total vi Perfiles de profundidad de Transformada de Fourier Infrarroja (FTTR); IX.. Descomposición de Fase Vapor (VPD) de la superficie de película de SiOx.

X. El espesor de SiOx fue medido usando: i. elipsometría; ii. Perfilómetro de Dektak; iii. Vistas SEM del lado lateral de películas de SiOx.

XI. Probar las propiedades ópticas de las películas de RTWCG SiOx, incluyendo el índice de refracción y el coeficiente de extinción como una función de la longitud de onda usando: i. elipsometría de alta resolución; ¡i. gráficas de reflectancia como una función de espectrofotometría de longitud de onda UV/Vis; iii. vistas de sección transversal SEM de las películas de SiOx.

XII. gráficas l-V y C-V usando un graficador Keithley l-V/C-V del estado de la técnica, como una función del voltaje aplicado desde -100 V hasta +100V, y extrayendo datos eléctricos de interés, incluyendo: i. corriente de fuga; ii. voltaje disruptivo; iii. la constante dieléctrica estática; iv. ka densidad de cargas móviles en Al (Au)/como condensadores MOS de área de puerta pequeña de RTWCG S¡Ox/Si/Au-T¡-Ag crecido fabricados en varios sustratos de silicio revestido de SiOx, antes y después de exponer los condensadores MOS a varios ambientes, incluyendo pero no restringido a calor seco, radiación cercana a UV de intensidad alta, y plasma de intensidad alta; v. características l-V iluminadas y oscuras e Isc, Voc, FF, Pmax, Rs, y Rsh en: i. celdas solares de (c-Si) RTWCG SiOx ARC/SE cristalino único de área grande y pequeña; ii. celdas solares de (mc-Si) RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) multi-cristalino de área grande y pequeña iii. celdas solares de silicio de homo-unión n+/p convencional con contactos impresos mediante serigrafía; iv. diseño de celda especializada, incluyendo pero no limitado a: a) las celdas de todos los contactos posteriores b) celdas solares esféricas c) celdas de multi-unión (VMJ) vertical.

XIII. Datos de desempeño en celdas descubiertas contra las mismas celdas después del proceso RTWCG SiOx ARC/SE/(TO).

XIV. Datos de desempeño después de exposición de las celdas solares RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) a varios ambientes. Datos de desempeño después de exposición de las celdas solares de RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) a varios ambientes.

XV. Gráficas de eficiencia de quantum interna y externa.

La mayoría de las celdas solares usadas para prueba fueron celdas de metalización de impresión mediante serigrafía de n+/p (P,B) Si convencionales, con cualquier superficie plana o de emisor texturizado. Las celdas fueron adquiridas a partir de varios fabricantes de celdas. Otras configuraciones para sustrato son contempladas.

La mayor parte de las concentraciones atómicas de los varios componentes de las películas finas de SiOx fueron adquiridas por XPS; otras películas de SiOx más gruesas, fueron adquiridas por AES. A menos que se especifique de otra manera, la profundidad en la abscisa del XPS y perfiles de profundidad AES de películas finas de SiOx fueron calculados con referencia a la velocidad de erosión iónica de Ta20s. Datos de elipsometría en muestras seleccionadas, así como perfiles de Dektak de características grabadas, han mostrado que el espesor real de las películas de SiOX es hasta 2 veces más grande que esas correspondientes a la abscisa de los perfiles de profundidad XPS o AES.

Debido a la necesidad de un gran volumen de datos experimentales a partir de los cuales las formulaciones de solución de RTWCG SiOx preferidas fueron establecidas, la mayoría de las pruebas fueron hechas sobre celdas solares de área pequeña o sustratos de Si. Maneras simples fueron diseñadas para correlacionar los resultados de desempeño de celda solar con las características de RTA/VCG SiOx ARC/SE/TO, tales como espesor de SiOx, reflectancia, y el grado de grabación trasera desde la superficie no metalizada del emisor.

Por ejemplo, en una serie de experimentos de espesor de SiOx, sustratos de prueba de n+ y p+ c-Si con superficies similar a espejo fueron usados. Una máscara fotolitográfica abierta en líneas fotorresistentes positiva ambos angosta, tamaño-miera, así como áreas no cubiertas, más grandes, tamaño-mm. Las áreas libres-fotoresistentes mayores sirvieron como una guía visible para crecer los espesores apropiados de película SiOx en las líneas más angostas que pueden ser usadas para perfilometría de Dektak. Existe una relación en la técnica bien conocida entre el color de la película-fina y su espesor. Después de que el espesor de la película de SiOx correcto fue visto sobre las áreas del sustrato libre-fotoresistente, la muestra fue extraída de la solución de crecimiento, enjuagada con agua, secada, y lo fotoresistente retirado. El espesor de la película de SiOx, así como el nivel de grabado trasero de emisor entonces fue calculado a partir de la diferencia entre los pasos de perfil de Dektak antes y después de remoción de película de SiOx.

En una o más modalidades, la solución de crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente incluye solución ácida conteniendo flúor y un sistema de oxidación-reducción que contiene uno o más elementos capaces de promover una reacción de oxidación en la superficie de silicio. La solución proporciona un balance de grabado (para retirar la capa de silicio) y crecimiento de óxido (para depositar una capa de SiOx).

Como un resultado de una investigación experimental completa, es conocido ahora que la solución de crecimiento de RTWCG SiOx puede contener un gran número de combinaciones de iones metálicos Me+n/Me+(n+m) donde n es desde 0 a 4, y m es desde 1 a 4. Estos iones metálicos incluyen pero no están restringidos a iones metálicos tales como Ti, Co, V, Cr, Fe, Ni, Cu, Y, Sr, Ce, Ba, Zr, Nb, Ru, Rh, Pb, Ag, La, W y Pd. Otras formulaciones de solución de RTWCG SiOx produjeron buenos resultados e incluyeron varios óxidos metálicos inorgánicos de Al, Sb, Be, Bi, Mg, Ce, Hf, Ta, Ti, y Zr y varios óxidos no metálicos de I y Br. Varios cloruros metálicos y fluoruros incluyendo pero no restringido a Bi, Ti, Co, V, Ce, Al, La, y Mg también fueron explorados con resultados relativamente buenos para uso como componentes de la solución de crecimiento de RTWCG SiOx. Junto con otros ingredientes, varios óxidos metálicos inorgánicos conteniendo los iones anteriores son disueltos en soluciones ácidas conteniendo flúor acuoso para lograr una reacción de reducción-oxidación (redox) entre la solución de crecimiento y el sustrato de silicio. En soluciones de crecimiento preferidas existe una proporción deseada entre el espesor de SiOx y la cantidad de grabado trasero concurrente de las superficies no metalizadas de la celda solar de silicio.

Combinaciones de uno o más de los iones metálicos y no metálicos listados en los párrafos de arriba han resultado en soluciones de crecimiento de SiOx basadas en ácido. Las velocidades de crecimiento de las varias soluciones variaron de varios nm/min hasta tan altas como 500 nm/min. El rol de las varias clases de iones metálicos y no metálicos es proporcionar un componente acuoso de reducción oxidación (redox) y opcionalmente un catalizador (tal como H2TiF6, Pd(O2C3F3)2, TiCI4, y (NH4)2TiF6) y similares que puedan ser incorporados a la solución de crecimiento para mejorar el crecimiento de la película basada en SiO.

Soluciones de RTCWG mejoradas son descritas en la presente; sin embargo, las soluciones tales como las descritas en la Patente de E.U.A. No. 6,080,683, titulada "Room Temperature Wet Chemical Growth Process of SiO Based Oxides on Silicon" y la Patente de E.U.A. No. 6,593,077 titulada "Method of Making Thin Films Dielectrics Using a Process for Room Temperature Wet Chemical Growth of SiO Based Oxides on a Substrate", también pueden ser usadas.

Las películas dieléctricas de RTWCG están compuestas de Si-O-x en donde Sí es silicio, O es oxígeno, y x puede ser nitrógeno, carbono, flúor, o hidrógeno. Hasta un grado mucho menor, las pelícuas también están compuestas de niveles traza de Si-O-M donde M es un ión metálico. Análisis de profundidad de XPS de películas de SiOx preferidas mostraron que la masa del metal de traza es oxidada, o unida a Si, N, y otras impurezas de traza no metálicas. Los factores de sensibilidad usados para calcular el porcentaje atómicos de los componentes de SiOx con valores de energía de unión en picos de desconvolución, fueron determinados precisamente analizando grabado iónico de Si, Ti, SiC, BN, ???2, S1O2 térmico, y otros varios estándares metálicos.

En una o más modalidades, aditivos pueden ser incluidos en la solución de RTWCG para proporcionar capas conductoras. Varias soluciones de crecimiento de RTWCG compuestas de nitruro metálico tales como Bi, Ti, Co, Cu, Se, y Ce crean películas con concentraciones altas de Si-O-M (e.g. Si-O-Cu, Si-O-Bi, Si-O-Se). Cloruros metálicos y fluoruros seleccionados del grupo que consiste de cloruros basados en Bi, Ti, Co, V, Ce, Al, La, y Mg y fluoruros también pueden ser incluidos para promover la formación de capas conductoras. Estas películas son conductoras, trasparentes en la porción visible del espectro solar, y tienen un AWR relativamente bajo de aproximadamente 10%. Las películas de Si-O-M pueden ser usadas como reemplazos de óxidos conductores transparentes (TCO) conocidos en la técnica, de bajo costo, de calidad alta. RTWCG TCOs tienen una variedad de aplicaciones electrónicas y optoelectrónicas (fotónicas) incluyendo aplicaciones en la fabricación de celdas solares de película fina de bajo costo altamente eficientes. Sin estar unido por algún modo o teoría de operación, las soluciones RTCWG que contienen estos compuestos parecen ser capaces de procesos similares a recubrimiento sin electrólisis, el cual permite la formación de metal en la capa de SiOx.

En una o más modalidades, la solución de RTCWG incluye una fuente flúor. Fuentes de flúor ejemplificantes incluyen H2S1F6, NH4F, HF, H2T¡F6, BaF, BF4 y otros fluoruros metálicos y no metálicos. La solución de RTCWG también puede incluir uno o más ácidos, los cuales también pueden ser una fuente de flúor. Ácidos ejemplificantes incluyen H2S1F6, HCI, HF, HNO3, y H2SO4. Aditivos no invasivos pueden incluir, pero no están limitados a NH4F, HF, HCI, H20, HNO3, H202, y fuentes de sílice, tales como sílice coloidal, S1O2 y otros silicatos de metal solubles. Estos aditivos pueden ser utilizados de conformidad con esta invención, entre otros usos, para ajustar la composición química, para ajustar el pH de la solución de crecimiento, ajustar la concentración de impureza metálica y no metálica de la película, para variar la velocidad de crecimiento de la película de RTWCG SiOx, y para ajustar la velocidad a la cual la superficie del emisor no metalizado es grabado atrás.

En la presente se describen las soluciones de RTWCG SiOx formuladas especialmente para aplicaciones de celda solar cristalina de bajo costo, de eficiencia alta. El desarrollo de estas soluciones de RTWCG novedosas enfatizaron no solamente las formulaciones ecológicas y de bajo costo, sin también las formulaciones que permiten un número incrementado de tareas.

Siguiendo la difusión de emisor tipo doblez y cola, una metalización de impresión mediante serigrafía convencional crea los contactos frontal y trasero. El proceso RTWCG permite el uso de pastas de impresión mediante serigrafía las cuales ofrecen resistencia de contacto menor y contactos de cuadrícula frontal más conductoras. Por últimoja solución de crecimiento de RTWCG SiOx de paso único simultáneamente: i. limpia in situ las superficie de la celda incluyendo metalización; ii. pueden producir potencialmente un aislamiento de borde de buena calidad; iii. produce un SiOx ARC de reflectancia baja; iv. pasiva las superficies de la celda, incluyendo el frente basado-Ag y contacto de Al trasero; v. produce un emisor selectivo de calidad buena (SE); y vi: crea una superficie de SiOx (TO) texturizada.

Junto con la formación inherente de campo de superficie frontal fuerte, las características de RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) de arriba contribuyen a un incremento significativo en la eficiencia de cedas solares de silicio. Comparado con otros diseños de celda de eficiencia alta conocidos en la técnica, la tecnología de RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) reduce drásticamente los costos de fabricación eliminando ciertos pasos de procesamiento incluyendo algunos pasos térmicos demandando-energía.

Fue puesta atención especial al desarrollo de varios sistemas redox Me3+/Me5+ de las soluciones de crecimiento de RTWCG SiOx, catalizadores de oxidación, y componentes no invasivos descritos en la presente. Los componentes no invasivos minimizan la concentración de impureza metálica de SiOx y producen una película de SiOx transparente de reflectancia baja que pasiva bien las superficies de silicio. Las soluciones fueron requeridas para grabar atrás un espesor apropiado desde la superficie no metalizada del emisor sin dañar la integridad de la metalización de la celda.

Como se describió en la presente, las soluciones de crecimiento de RTWCG SiOx preferidas utilizan sistemas redox, catalizadores de oxidación homogénea acuosos, y aditivos inorgánicos no invasivos. Análisis XPS BE de varios picos muestran que las cantidades de traza de metales no-oxidados existen solamente en la superficie. Aproximadamente 100% de las impurezas encontradas en la región de masa de SiOx forman compuestos estables con nitrógeno, silicio u oxígeno. Esta observación se mantiene verdadera para películas de RTWCG SiOx crecidas sobre Si así como todos los otros sustratos estudiados tales como GaAs y otros sustratos semiconductores de los grupos IV, lll-V, l-ll-VI.

Para crear las formulaciones de solución de crecimiento de RTWCG SiOx preferidas para la aplicación de celda solar de silicio, las formulaciones de solución de crecimiento de RTWCG SiOx incluyeron varios iones metálicos de Me+n/Me+(n+m) donde n es desde 0 a 4, y m es desde 1 a 4. Algunos iones metálicos o no metálicos que han sido usados exitosamente para mejorar la velocidad de crecimiento de la solución crecida, y/o disminuir el nivel de concentración metálica en el óxido incluyen pero no están limitados a: Ti, Co, V, Cr, Ni, Sr, Cu, Ce, Y, Zr, Nb, Ru, Rh, Fe, Ba, Pb, Pd, I, Br, Al, Sb, Be, Bi, Hf, Ta, W, La, Ir, Os, As, Sn, Ag y Mg. Una función de los varios iones metálicos es como componentes redox, por ejemplo, K3Fe(CN)6 forma el sistema redox Fe2+/Fe3+. Otros iones metálicos actúan como componentes de catalizador de oxidación homogénea que incrementan la velocidad de crecimiento de la película fina de RTWCG SiOX.

Aditivos no invasivos incluyen pero no están restringidos a NaF, KOH, NaF y NH4F y HF, HCI, H2S04, H20, y H202. Estos aditivos pueden ajustar la velocidad de crecimiento, reducir las pérdidas ópticas y eléctricas tales como desde impurezas metálicas y no metálicas, y ajustar la velocidad a la cual la superficie del emisor no metalizado es grabada atrás. Las mejoras principales de la calidad de SiOx aparecieron, sin embargo, después de que todos los componentes orgánicos de la solución de crecimiento de SiOx fueron sustituidos con componentes inorgánicos.

En una o más modalidades, las formulaciones de crecimiento de RTWCG SiOx que producen características de RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) de calidad alta están sustancialmente libres de una fuente de silicio. Por "sustancialmente libre" de una fuente de silicio, se entiende que no existe nivel significativo de fuente de silicio en la solución de RTCWG. En particular, una fuente de silicio no es incorporada intencionalmente, y la solución no contiene un componente de silicio. Los niveles silicio de traza no disminuyen desde la calidad libre de silicio de las soluciones RTCWG, ya que es reconocido que las impurezas de traza pueden ser difíciles de retirar y no afectan la función de la solución. Por niveles traza, los niveles de silicio son menores que 1%, o menores que 0.1% en peso.

En algunas modalidades, silicio está presente en niveles ppm. Estas formulaciones preferidas no son solamente menores en costo, sino que mantienen un balance ideal entre los espesores de película de SiOx, la velocidad de crecimiento, y grabado trasero.

Muchos elementos, y en particular los elementos de metal de transición, tienen múltiples estados de oxidación que les permiten tomar parte comúnmente en reacción redox. Las dos clases de reacciones redox de importancia para el proceso de crecimiento de RTWCG SiOx y el grabado trasero de la superficie no metalizada del emisor, son reacciones de transferencia de átomo, tales como adición oxidativa/eliminación reductiva, y transferencia-electrónica. Una reacción redox fundamental es la reacción de "auto-intercambio", la cual involucra la reaccióndegenerada entre especies de oxidación y especies de reducción. Existe un número relativamente grande de compuestos orgánicos, tales como cloruro de N-(n-Butil)píridinio, y materiales inorgánicos tales como K3Fe(CN)6 que producen un intercambio electrónico, tal como el intercambio electrónico entre los iones de Fe2+ y Fe3+.

Muchas combinaciones de óxidos metálicos o no metálicos inorgánicos, cloruros metálicos y no metálicos inorgánicos, y fluoruros metálicos y no metálicos inorgánicos han sido encontrados, y utilizados, para crear soluciones de crecimiento de RTWCG SiOx. Los siguientes párrafos contienen un cuerpo altamente condensado de trabajo experimental el cual desarrolló las soluciones de crecimiento de RTWCG preferidas, simplificadas de las soluciones más complejas, menos preferidas, encontradas en la técnica RTWCG anterior. Las nuevas soluciones de crecimiento RTWCG introducen componentes menos metálicos en la película, tienen velocidades de crecimiento más altas, y son apropiadas mejor para la producción a gran escala de celdas solares de silicio RTWCG SiOx ARC/SE/TO, de bajo costo, altamente eficientes.

La Figura 7 muestra el perfil de profundidad XPS de una película fina de RTWCG SiOX de la técnica anterior crecida sobre un sustrato de p-S¡ (100). La solución de crecimiento está constituida de: 3 partes de volumen de 34% H2S 6 saturado con sílice, 2 partes de volumen de 60% H2TiF6(aq), 1 parte de volumen de cloruro de N-(n-Butil)piridinio, y 2 partes de volumen de 5% K3Fe(CN)6(aq). La solución de crecimiento no es muy practica para crear SiOx ARCs en ambientes de fabricación debido al tiempo de crecimiento largo de aproximadamente 20 minutos. Los perfile de profundidad atómicos de Si y O fueron bastante constantes haciendo su valor AM1.5 AWR solamente ligeramente por debajo de ese de películas SiNx ARC depositadas de CVD convencional optimizado.

La calidad de la película mejoró después de que todos los componentes orgánicos fueron eliminados. El perfil de profundidad AES en la Figura 8 es de una película de SiOx de ? ??µ??-espesor crecida sobre un sustrato de p-Si en 3 minutos por una formulación de solución de crecimiento inorgánico hecha de: 5 partes de volumen de 34% H2SiF6(aq), 1 parte de volumen de 60% H2TiF6(aq), y 1 parte de volumen de 5% K3Fe(CN)6(aq). Debido a la concentración de Fe relativamente baja, esta película de SiOx tuvo buenas propiedades eléctricas y dieléctricas para aplicaciones de celda solar. Fue una de las primeras formulaciones de solución de RTWCG ser completamente compatible con la metalización de contacto frontal y trasero de las celdas solares. Sin embargo, la reflectancia total en lo visible fue solamente ligeramente menor que esa de formulación de solución de SiOx de velocidad de crecimiento lenta (Figura 7). Las porciones no metalizadas de la superficie del emisor n+-Si no fue grabada atrás lo suficiente para formar un emisor selectivo de calidad buena. El contenido metálico de la película de RTWCG SiOx puede ser disminuido adicionalmente siendo crecido en otras formulaciones de solución de crecimiento preferidas, o incorporando un paso de grabado corto en HF(aq) diluido como es mostrado en la presente.

Las soluciones preferidas que tienen un componente de fuente de Si y películas de RTWCG SiOx metálicas de crecimiento bajo están constituidas de: 1 a 5 partes de volumen de 34% H2SiF6(aq), 1 a 4 partes de volumen de 60% H2TiF6(aq), 1 a 4 partes de volumen de 10% K3Fe(CN)6(aq), y 1 a 5 partes de volumen de 20g Co(OH)2 disueltas en 1 L de agua. El cobalto mejora las propiedades ópticas de las películas de SiOx resultantes. Un estudio de superficie XPS de una película de SiOx como crecida usando esta formulación de solución preferida es mostrado en la Figura 9A. Solamente una cantidad de traza de Fe es encontrada por el sistema XPS de desempeño alto. La reflectancia promedio, 5.4%, baja de esta película de SiOx es explicada por el índice de refracción graduado de la película mostrada en la Figura 9B.

El índice de refracción en la superficie de la película como crecida fue encontrado, usando elipsometría, para ser aproximadamente 1.4. Este valor es bueno de conformidad con la composición química atómica de la superficie de la película, donde 31.5% es silicio, 62% es oxígeno, y 5.6% es carbono. Pequeñas cantidades de nitrógeno, flúor, niveles de traza de fierro, y otras impurezas metálicas y no metálicas juntas cuentan por 0.9% de la composición de la superficie de la película.

Como es evidente en la Figura 9B, la superficie de la película está enriquecida de S1O2. Sin embargo, la composición de SiOx se torna gradualmente más hacia enriquecida con silicio hacia la interfaz de SiOx/Si. La película de SiOx tiene un índice de refracción graduado el cual incrementa como una función de la profundidad desde aproximadamente 1.4 en la superficie, hasta aproximadamente 3.5 en la interfaz de SiOx/Si. Este índice de refracción graduado explica la reflectividad baja de la película.

Perfiles de profundidad TXRT de películas de RTWCG SiOx muestran que la concentración más grande de impurezas metálicas está en, o cerca de, la superficie de la película, probablemente debido a la absorción desde la solución de crecimiento. Después de crecer la película de RTWCG, y en enjuague con agua subsecuente, la mayor parte los contaminantes de superficie metálica pueden ser retirados por una grabación al ácido media HF(aq). Las concentraciones atómicas de los componentes principales de una película de SiOx son mostradas en los perfiles de profundidad de XPS en la Figura 10. La película fue crecida en una solución compuesta de: 3 partes de volumen de H2SiF6 saturado con sílice, 2 partes de volumen 60% H2TiF6(aq), y 2 partes de volumen 10% K3Fe(CN)6(aq). La película de RTWCG SiOx resultante fue enjuagada con agua y después grabada al ácido durante 15 segundos en una solución de ácido fluorhídrico diluido; 1 parte de volumen de HF(Conc) hasta 64 partes de volumen de H20. Por último, la muestra fue enjuagada en agua DI y secada con nitrógeno. El grabado al ácido medio resultó en niveles menores de impurezas metálicas. Concentración atómica de Fe dopada desde aproximadamente 1.3% hasta por debajo del límite de detección del instrumento de 0.1 %, y similar, Ti dopado desde aproximadamente 1% hasta nuevamente por debajo del límite de detección del instrumento. Como un bono incorporado, la grabación media creó una superficie de película de SiOx texturizada la cual disminuyó el AM 1.5 AWR desde un valor inicial de 4.9% a 3.08%.

En una o más modalidades, la solución RTWCG es hecha de 2 partes de volumen de H2TÍF6, 2 partes de volumen de sílice coloidal supersaturada con S¡02, y 1 parte de volumen de 10% K3Fe(CN)6(aq)- La película de RTWCG SiOx lisa crecida sobre una oblea de n+/p c-Si lisa tenía un AM1.5 AWR muy bajo de 4.78%. La solución creó una película la cual tenía, similarmente a la película de la Figura 10, un incremento gradual en la concentración de Si con profundidad, véase la Figura 11. Su índice de refracción incrementó con la profundidad desde un valor superficial de 1.35 hasta 3.5 en la interfaz de SiOx/Si, El carbono de la superficie de la película se ha mostrado que incrementa drásticamente la estabilidad química de la película pero no tiene gran efecto sobre el índice de refracción graduado.

Se ha encontrado que la concentración de impureza metálica de la superficie relativamente grande de hasta 1 % para películas de SiOx crecidas fue hasta un alcance grande introducido por el componente de fuente de silicio H2SiF6 de grado comercial el cual es usado extensamente para la deposición de fase líquida a temperatura ambiente (LPD) de películas de S1O2 sobre silicio y otros sustratos. Otros componentes de Si han sido tratados de reemplazar el componente de fuente de silicio H2SiF6 tradicional. La Figura 12 muestra el perfil de profundidad XPS de una película de RTWCG SiOx crecida usando una solución de crecimiento hecha de 5 partes de volumen de 70% NH Si F6(aq), 2 partes de volumen de 60% H2TiF6(aq), 2 partes de volumen de 10% K3Fe(CN)6(aq), y 3 partes de volumen de una solución hecha disolviendo 10g Co(OH)2 en 1 L 10% HCI(aq). La película como es crecida, sobre un sustrato de n+-Si , tuvo concentraciones atómicas de Ti y Fe que estuvieron por debajo del límite de detección de XPS. La película con espesor de 140 nm tuvo un AM1.5 AWR, sobre el espectro de 400-1200 nm, de 5.14%.

La eliminación de los componentes de la fuente de silicio desde la formulación de la solución de crecimiento de RTWCG SiOx, resultó en velocidades de crecimiento de SiOx incrementadas con suficientes profundidades de grabación trasera para formar emisores selectivos de excelente calidad que preservaron la integridad de los contactos frontal y trasero impresos mediante serigrafía, y una reducción en la concentración de las impurezas metálicas de la película de SiOx resultante. Abajo están dos ejemplos, de entre un número gran de tales formulaciones probadas.

La Figura 13 muestra el perfil de profundidad XPS de una película de RTWCG SiOx de impurezas metálicas bajas crecida sobre un sustrato de n+ c-S¡ usando usando una solución de: 2 partes de volumen de 60% H2TiF6(aq), 2 partes de volumen de 5% K3Fe(CN)6(aq), y 3 partes de volumen de H20. Versiones de la solución de RTWCG de arriba con concentraciones de componente variable fueron probadas sobre un gran número de celdas solares de silicio de área pequeña n+p c-Si y mc-Si. Fueron obtenidos buenos resultados de las estructuras de celda RTWCG SiOx ARC/SE de calidad alta resultantes. Las cantidades de impurezas metálicas contenidas dentro de las películas de SiOx como crecidas fueron disminuidas por tiempos de enjuague de agua de post-crecimiento mayores. La concentración atómica de las impurezas metálicas de Fe y Ti estuvieron por debajo de 0.1% y formaron uniones de Si-Me o Me-O, como es encontrado por las energías de unión de XPS de oxígeno, silicio, titanio y picos de hierro.

El espesor de la superficie de emisor no metalizada la cual es grabada de atrás durante crecimiento RTWCG SiOx es dependiente de la concentración de la solución, la cual puede ser alterada para producir emisores selectivos de buena calidad mientras crecen espesores óptimos de películas de SiOx ARC. Por ejemplo, una formulación particular fue constituida de concentraciones relativamente altas de H2TiF6 y K3Fe(CN)6. El tiempo de crecimiento para una película de SiOx ARC de 140 nm de espesor sobre superficies de emisor n+/p c-Si lisas fue aproximadamente 50 segundos. La solución produjo una película con AM1.5 AWR de 6.45%, y grabada trasera una profundidad de 0.18-0.22pm desde la superficie del emisor no metalizada.

La Figura 14 muestra los perfiles de profundidad de XPS de los componentes de una película de RTWCG SiOx con impurezas metálicas bajas crecida sobre un sustrato de n+ c-Si por una solución de crecimiento preferida de 1 a 3 partes de volumen de 60% H2TiF6(aq) y 1 a 3 partes de volumen de 1-5 g V2O5 disueltos en 1 L 10% HCI(aq), a partir de ahora llamada la solución VT. La solución VT cumple los requerimientos necesarios para la formación de RTWCG SiOx ARC/SE de buena calidad, y ha provisto una de las ganancias en eficiencia más altas. Es completamente compatible con la metalización de la superficie frontal y trasera. Impurezas metálicas, concentradas principalmente sobre la superficie de la película, fueron encontradas para tener concentraciones por debajo de los límites de detección de instrumento del sistema XPS de resolución alta de Glenn de la NASA.

Películas de SiOx de 120-150 nm de espesor, lisas, fueron crecidas sobre superficies n+ dopadas fuertemente mediante soluciones de crecimiento tales como las utilizadas en la Figura 13 y la Figura 14. Sus valores de AM1.5 AWR como crecidas de 5% to 9% fueron disminuidos por un paso de formación de TO adicional. Las películas de SiOx lisas fueron altamente transparentes a radiación visible especialmente hacia el extremo de longitud de onda menor del espectro solar 400-1200 nm AM1.5. Es en el extremo de longitud de onda inferior que todas las otras capas únicas estándar y, especialmente, absorben lo máximo ARC de múltiples capas. Ejemplos de la modalidad mostrarán que la absorción de luz visible está por debajo a 1 % aún para películas de SiOx de 240 nm de espesor.

Mediante un margen amplio, el componente más costoso de VT, y soluciones de crecimiento, relacionadas es es el componente de 60% H2 ¡F6(aq). Además, ha sido observado que existen cuestiones de calidad entre lotes de los químicos, especialmente si fueron obtenidos de diferentes vendedores. Por razones de economía y control de calidad, este componente ha sido creado en el lab. En cualquier parte desde 10g hasta 275g de anatasa de ???2 de grado técnico fueron disueltos por litro de 10%-50% HF(aq). En esto, 2g a 50g V2O5 fueron incorporados directamente, o fueron disueltos primero en 10% a 30% HCI(aq) y las mezclas de diferentes proporciones de V205/HCI(aq) a H2TiF6/HF(aq) fueron creadas. Agua de pureza ultra alta, grado semiconductor HF, y HCI grado semiconductor fueron usadas.

Soluciones de crecimiento de SiOx conteniendo concentraciones más altas de componente iónico V+ producen la película de SiOx a velocidades de crecimiento cada vez más altas. La Tabla 1 muestra la longitud de tiempo necesaria para crear las estructuras de celda RTWCG SiOx ARC/SE/TO simultáneas sobre un sustrato de n+-Si. Un espesor de SiOx desde 130-150 nm (véase el Cuadro 1 ), tomas desde menos de 1 segundo hasta aproximadamente 15 segundos, dependiendo de la cantidad de fuente de T1O2 incorporada a una cantidad constante del componente V2O5. En este, y muchos otros experimentos similares, el espesor de SiOx fue estimado desde un código de color pre-establecido y/o usando perfiles de Dektak de superficies de silicio enmascaradas fotoresistentes.

CUADRO 1 El tiempo necesario para que varias soluciones de crecimiento crezcan una película de RTWCG SiOx azul. La concentración del componente VgOs fue mantenida constante (52q/L) mientras que la concentración del componente anatasa TiOg fue variada.

Las velocidades de crecimiento ultra altas en el Cuadro 1 son un reto para control en una configuración industrial debido a las diferencias menores en tiempo de crecimiento entre las partes delanteras de la celda y las partes traseras de la celda. En una o más modalidades, la solución es hecha a la medida para crecer las estructuras de ARC/SE/TO en por lo menos 20 segundos, y más preferiblemente desde 25 segundos a 1 minuto.

La Figura 15 muestra el perfil de profundidad XPS de los componentes principales de una película de RTWCG SiOx con impureza metálica baja crecida sobre un sustrato de n+ c-Si dopado fuertemente con fósforo. La solución crecida de costo ultra bajo usada para crear la película estuvo constituida de: 1 a 3 partes de volumen de 10g/L de T1O2 anatasa disuelta en 15% a 30% HF(aq), y 1 a 2 partes de volumen de 3.5g/L V205 disueltas en 10% HCI(aq). El tiempo requerido para que esta solución crezca películas de RTWCG SiOx de espesor de 130-150 nm está entre 20-30 segundos.

Soluciones con velocidad de crecimiento más altas fueron usadas en la Figura 15, están más enriquecidas en silicio, aún en la superficie de la película, comparado con soluciones con velocidad de crecimiento menores. Por esta razón, las soluciones de crecimiento más rápidas crean películas con un índice de refracción superficial tan altas como 2.2 lo cual incrementa gradualmente hasta 3.5 en la interfaz de SiOx/Si. La concentración de silicio incrementa gradualmente hacia la unión de SiOx/Si, mientras que su concentración atómica de oxígeno disminuye gradualmente como una función de la profundidad de SiOx. Aunque la reflectancia de estas películas de SiOx enriquecidas en Si es más alta que la reflectancia de las películas de SiOx en la Figura 10, sus AM1.5 AWR están aún bien por debajo de 10%. Estas películas de SiOx enriquecidas en Si son más transparentes en el espectro visible que cualquier otra capa única del estado de la técnica, y mucho más transparente que los ARC de múltiples capas.

Soluciones de velocidad de crecimiento alta, de costo ultra bajo, que producen una película de RTWCG SiOx de calidad buena de espesor de 150 nm, han sido hechas disolviendo un óxido metálico único, cloruro metálico, o componente de fluoruro metálico en varias concentraciones de HF acuoso. Óxidos de elementos metálicos de transición, descritos en la presente, son los componentes de óxido metálico preferidos. La velocidad de crecimiento de SiOx incrementa con concentraciones más altas del componente de óxido metálico, y, hasta un alcance menor, la concentración del HF usado.

Pentóxido de vanadio disuelto en HF(aq) es un ejemplo de una solución de crecimiento creada disolviendo un componente de óxido metálico en HF. La Figura 16 muestra la duración de tiempo requerido para crecer películas de RTWCG SiOx de espesor de 130 to 150 nm sobre sustratos de silicio dopados fuertemente con fósforo contra cantidades normalizadas de V2O5 disueltas en 50% HF(aq). La velocidad de crecimiento de SiOx es depende hasta un gran alcance en la concentración de V205 en HF, y hasta un alcance menor en la dilución de la solución de HF acuosa. Las soluciones de cantidades variables de V2O5 fueron disueltas en concentraciones variables de HF(aq) En sustratos de n+-Si dopados fuertemente con fósforo similares, películas de SiOx de 140 nm de espesor fueron crecidas usando diferentes soluciones de crecimiento. El tiempo requerido para formar la película fue medido y los resultados son mostrados en el Cuadro 2. Como puede observarse, existe solamente una disminución relativamente pequeña en el tiempo de crecimiento para soluciones con cantidades constantes de V2O5 disueltas en concentraciones de HF crecientemente más fuertes. Las soluciones con cantidades de V2O5 crecientemente mayores disueltas en concentraciones iguales de HF muestran una disminución mucho más pronunciada en tiempo de crecimiento.

Las soluciones de crecimiento con una concentración de V2O5 menor que 7.5g V2O5/L HF(aq) producen películas de SiOx con una concentración atómica de vanadio que es menor que 0.1 %. Las soluciones, tales como en el Cuadro 2, que tienen concentraciones de V205 mayores producen películas de SiOx con concentraciones atómicas progresivamente crecientes de vanadio metálico. Debido a esto, y cuestiones de control de calidad creadas por soluciones con velocidad de crecimiento ultra-alta las cuales crecen una película de SiOx de 140 nm de espesor en menos de 10 segundos, la concentración de V2O5 está por debajo de 7.5g V2O5 L HF(aq), y la concentración de HF preferida está entre 10% y 30%.

CUADRO 2 Tiempo requerido para crecer películas de RTWCG SiOx azul metálicas usando una solución de crecimiento con cantidades variables del catalizador V2O5 disuelto en concentraciones variables de HF(ag>.

La Figura 17A muestra perfiles de profundidad XPS de los componentes principales de una película de RTWCG SiOx con impurezas metálicas bajas crecida mediante una solución de crecimiento de ?2?d 50% HF(aq). En aproximadamente 30 segundos una película con aproximadamente 140 nm de espesor fue crecida sobre un sustrato de n+ c-Si. Como puede observarse, esta película de SiOx de crecimiento rápido está enriquecida con silicio, y tiene perfiles de profundidad de silicio y oxígeno graduados. En la Figura 17B el pico de vanadio es mostrado estar en el nivel de fondo, y por lo tanto, debajo de 0.1% del límite de detección del instrumento del sistema XPS.

Como es bien conocido en la técnica, XPS, AES y otras técnicas de análisis superficial no pueden detectarse elementos tales como hidrógeno que tiene un número atómico bajo. Sin embargo, SIMS pueden ser empleados exitosamente para determinar la cantidad de hidrógeno, así como otras impurezas, presentes en las películas de RTWCG SiOx. La Figura 18 muestra los perfiles de profundidad de concentración atómica de SIMS de las principales impurezas, no metálicas, encontradas en una película de SiOx enriquecida en Si, de crecimiento rápido la cual fue crecida en una solución de formulación similar a las soluciones usadas para la Fig. 16. La película tuvo una concentración atómica relativamente alta de carbono, una concentración atómica relativamente baja de hidrógeno, y aún concentraciones atómicas de flúor y nitrógeno más bajas.

La concentración atómica de carbono de la película de RTWCG SiOx (Figura 18) es significativamente más alta que la concentración atómica de, deposiciones de SiOx a temperatura baja, conocidas en la técnica. Por ejemplo, la concentración atómica de carbono de la película de SiOx de RTWCG es hasta dos órdenes de magnitud mayor que la concentración atómica de carbono de la "Deposición de S1O2 con temperatura extra baja usando Aminosilanos" (I. Suzuki et all) la cual utiliza la "deposición de capa atómica (ADL)" conocida en la técnica, a una temperatura de 250°C. Sin embargo, la concentración atómica de hidrógeno, y nitrógeno de las películas de RTWCG SiOx y las películas de SiO2 ADL son prácticamente idénticas.

Puesto que RTWCG SiOx es un proceso a temperatura ambiente, la concentración atómica de hidrógeno disminuye gradualmente con la profundidad hacia la interfaz de SiOx/Si. Esto sugiere que, el efecto de pasivación de hidrógeno, conocido en la técnica es mínimo en la interfaz de SiOx/Si, y obviamente, no existente en la masa de silicio. Sin embargo, las características l-V de dispositivos MOS de área pequeña, discutidas aquí, han mostrado que calentando los sustratos, después del crecimiento de RTWCG SiOx, a una temperatura relativamente baja de aproximadamente 200°C, algo del hidrógeno en la película de SiOx pasiva bien la interfaz de SiOx/Si. Calentar la película de SiOx a temperaturas más altas puede pasivar aún algunos de los defectos de la masa de silicio.

Los experimentos en un gran número de celdas solares de área pequeña han mostrado que el RTWCG de las películas de SiOx enriquecidas con Si tales como en las Figuras 15, 17A y 17B en soluciones de crecimiento RTWCG, de velocidad de crecimiento alta, de costo ultra-bajo, ofrece un buen compromiso entre costo y propiedades eléctricas y dieléctricas Éstas pueden ser preferidas para la formación de estructuras de celda solar de silicio cristalino RTWCG SiOx ARC/SE TO de buena calidad en sustratos de c-Si, mc-Si o poli-Si de grado solar de costo más bajo. Aunque las películas resultantes tienen una reflectancia algo más alta, las películas de SiOx crecidas por estas soluciones tienen concentraciones metálicas bajas y son compatibles con la metalización presente en celdas solares. Similarmente a otras soluciones de crecimiento de RTWCG SiOx, características de mejora de eficiencia de TO y SE de buena calidad y son creadas simultáneamente.

Además de las formulaciones de solución preferida de RTWCG SiOx para aplicaciones de celda solar que utilizan iones de Fe, Ti, V, y Co, existe una gran variedad de otros iones de Me+n/Me+(n+m) donde n es desde 0 a 4, y m es desde 1 a 4. Ejemplos específicos incluyen pero no están restringidos a, iones metálicos tales como: Ti, Co, V, Cr, Fe, Ni, Cu, Y, Sr, Ce. Ba, Zr, Nb, Ru, Rh, y Pd. Algunos de estos iones, sin embargo, solamente catalizan débilmente el crecimiento de SiOx haciendo éstos imprácticos para fabricación de celda solar de volumen alto. Por ejemplo, la formulación de solución de crecimiento de Nb:HF más rápida toma 40 minutos para crecer el espesor necesario para una película de RTWCG SiOx ARC.

Los químicos que contienen los grupos de metal (por ejemplo K3Fe(CN)6, V2O5, T1O2 anatasa, Co(OH)2, etc.) son disueltos en soluciones ácidas para crear formulaciones de crecimiento que mejoran el crecimiento de la película fina basada en SiOx mientras crean un emisor selectivo de calidad buena. Las soluciones preferidas contienen HF(aq) de varias concentraciones, y pueden contener combinaciones de varias concentraciones de otros ácidos tales como HCI, H2S04, y HN03. Mientras que el componente HF es usado para grabar al ácido atrás el emisor, otros ácidos pueden ser deseados para disolver ciertos componentes de ión metálico que no se disuelven fácilmente en HF.

Iones de grupo IV, Sn + y Pb + disueltos en HF(aq) son catalizadores de RTWCG SiOx homogéneos relativamente fuertes. En una modalidad preferida de la invención, la solución de crecimiento de RTWCG SiOx basada en Pb es hecha disolviendo 3-7.5g de PbO2 por 1 L de 10%-50% HF. Como con todas las otras formulaciones de solución de crecimiento, véase la Figura 19, la velocidad de crecimiento de SiOx depende de la concentración del catalizador en la solución.

Una solución de crecimiento de RTWCG SiOx de bajo costo que crece una capa de SiOx (130 nm-150 nm de espesor) azul metálico muy uniforme en sustrato n+-Si dopado fuertemente de fósforo en 80 segundos, puede ser hecha disolviendo 4.5g PbO2 en 1 L de 50% HF(aq). La película resultante contiene solamente concentraciones atómicas (si existen) de traza de Pb y tiene buenas propiedades electrónicas/ópticas. El espesor del emisor el cual es grabado al ácido atrás por la solución puede ser ajustado variando la concentración de HF(aq) entre 10%-50%, para producir un emisor selectivo de buena calidad. Existen muchos co-catalizadores los cuales pueden incrementar su velocidad de crecimiento sin incrementar significativamente la concentración de impureza metálica de la película resultante; ejemplos son Ti, Co, V, y compuestos basados en Fe.

Soluciones HF acuosas que contienen varios iones de oxidación incluyen, pero no están restringidos a, MnO4~ y Cr2072_ también pueden ser usados como catalizadores homogéneos para el crecimiento de las películas de RTWCG SiOx.

En un esfuerzo para desarrollar las soluciones de crecimiento de RTWCG más eficaces, con costo más bajo y ambientalmente benignas, los catalizadores no metálicos han sido utilizados exitosamente para crecer superficies de SiOx sobre n+/p c-Si y mc-Si. Iones del Grupo VII de Cloro, Flúor, Yodo y Bromo en soluciones ácidas acuosas pueden ser usadas en soluciones de crecimiento de RTWCG SiOx. De conformidad con una o más modalidades, las soluciones de crecimiento de RTWCG SiOx son preparadas disolviendo pentóxido de yodo (I2O5) en varias concentraciones de HF(aq). La solución puede crecer el espesor de SiOx ARC deseado en menos de 50 segundos. Estas soluciones de crecimiento son compatibles con la metalización impresa mediante serigrafía frontal de celdas solares de n+/p Si cristalino estándar. Las películas de SiOx de calidad buena resultantes tienen una reflectancia baja, pasivan la superficie del emisor bien, y producen un emisor selectivo de calidad buena. Todos los compuestos químicos que contienen yodo, a nuestra disposición, cuando se disuelven en soluciones basadas en HF ácidas crecen películas de SiOx incluyendo, pero no restringido a, ácido yódico (HI03), yoduro de potasio (Kl), y l205.

La solución de crecimiento de l205:HF, dependiendo de la pasta de Al impresa mediante serigrafía, temperatura de sinterización, y tiempo, puede reaccionar con contactos impresos mediante serigrafía traseros basados en Al, degradando éstos si la celda es sumergida completamente durante más de un minuto. Formulaciones de crecimiento altas deben ser utilizadas si las celdas solares con contactos traseros de Al van a ser sumergidas completamente en soluciones de crecimiento basadas en yodo. Desde luego, existen otras metodologías además de la inmersión completa que pueden ser utilizadas para evitar la reacción indeseada con el contacto trasero de Al. Las celdas pueden flotar sobre la solución de crecimiento con la cara del emisor abajo, o una película fina de solución de crecimiento puede ser aplicada solamente sobre la superficie del emisor.

En un experimento, la soluciones de crecimiento de RTWCG SiOx fueron formuladas las cuales tuvieron cantidades variables de I2O5 disuelto en fuerzas variables de HF(aq). La concentración de I2O5 varió desde 0.3-2g/L, y la concentración de HF(aq) varió desde 10%-50%. Fue determinado que la velocidad de crecimiento de SiOx sobre la superficies de silicio n+ dopadas fuertemente similares es dependiente fuertemente en la concentración de I2O5 y hasta un alcance menor en la concentración de HF utilizada. Una concentración de 2g I2O5 / 1L 50% HF(aq), crea un óxido azul metálico de 130 a 150 nm de espesor en aproximadamente 15 segundos. Una concentración de 0.3g l205 / 1L 10% HF(aq), crece los mismos espesores de SiOx en 5 minutos.

Investigaciones adicionales experimentales de componentes de solución de crecimiento han revelado que además de HI03l l205, y Kl, existe un número relativamente grande de químicos que contienen yodo que pueden usarse para producir películas finas de RTWCG SiOx de calidad mejorada para celdas solares y otras aplicaciones. Esta lista incluye, pero no está restringida a: Bl3, l204, l205, l209l IF5, Sil4> Pl3, P2 , Til4> Vl3, Col2, Nil2, Asl3) Snl4, Sbl3, Tel4, Pbl2, y Bil3. De conformidad con esta invención, varias combinaciones de uno o más químicos que contienen yodo disuelto en HF(aq), catalizarán o co-catalizarán la película de SiOx y producirán las características de mejora de eficiencia de la estructura de celda de RTWCG SiOx ARC/SE/TO sobre superficies de n+-Si on+-Si o p+-Si p+-Si. La catálisis de arriba cuando se incorpora a varias soluciones de crecimiento de SiOx descritas en la presente, también se ha probado que incrementan la calidad e las películas de RTWCG crecidas sobre otros sustratos además de Si. Por ejemplo, si Asl3 es incorporado a la solución de crecimiento de VT RTWCG en la Figura 14, la capacidad de pasivación de la película fina de RTWCG Ga-As-O dieléctrica crecida sobre sustratos de p-GaAs y n-GaAs es incrementada significativamente.

Comparado con los diseños de celda solar cristalina convencionales, la eficiencia ganada desde la estructura de celda de RTWCG SiOX ARC/SE/TO es debido a pérdidas ópticas significativamente menores, resistivas, y de recombinación La reflectancia y la absorción de la película de RT CG SiOx son muy bajas, las películas de SiOx pasivan bien, un emisor selectivo (SE) altamente eficaz es creado, y existen pérdidas resistivas inherentemente menores debido al concepto de SE liso/SiOx texturizado.

El método de RTWCG SiOx que no daña el medio ambiente y proceso, como se describen en la presente, están diseñados para ser utilizados para la fabricación de bajo costo, de eficiencia alta, de celdas solares de silicio cristalino con metalización impresa mediante serigrafía convencional. El proceso de RTWCG SiOx ARC/SE/ O es simple, controlable, y en menos de un minuto: i. in situ limpia las superficies de silicio y metalización; ii. crecen un revestimiento (ARC) de antireflexión de SiOx de índice de refracción graduado el cual, en sustratos de n+p Si de tipo producción tiene una reflectancia pesada promedio AM1.5 (AWR) de entre 5%-9% y un AM1.5 AWR de entre 3% y 5% en estructuras de celda de RTWCG SiOxARC/TO optimizadas; iii. el SiOx pasiva muy bien uniones oscilantes en la interfaz SiOx/emisor; iv. produce un buen aislamiento de borde si la difusión enmascarada descrita en la presente es utilizada; v. usa la metalización impresa mediante serigrafía estándar como una máscara para grabar al ácido atrás solamente las áreas activas del emisor y así crea una calidad excelente de SE que es compatible con producción de gran escala, de bajo costo; y vi. produce una superficie de SiOx opcional texturizada que puede además reducir pérdidas ópticas.

Los objetos anteriores y otros, características y ventajas de la invención serán evidentes a partir de los siguientes ejemplos más particulares de las modalidades preferidas de la invención.

EJEMPLO 1 Solución de SiOx de RTWCG de Costo Ultra-baio Las formulaciones de solución acuosa de RTWCG SiOx de costo ultra bajo usando químicos diluidos son producidas preferiblemente en el sitio en la instalación de fabricación. Esto no solamente reduce significativamente el costo de H2SiF6, H2TÍF6, y otros componentes de solución sino que maximizarán el control de calidad del fabricante.

En una modalidad preferida de la invención, la formulación de la solución de crecimiento de RTWCG SiOx elimina la necesidad de una fuente de silicio, tal como H2SÍF6 o cualquier otra fuente de silicio encontrada en la técnica anterior de formulaciones de solución de crecimiento de RTWCG SiOX. Agua de pureza ultra alta y grado ACS, o grado más alto, HF(Conc) pueden usarse para diluir la solución de HF concentrada a la concentración de 10% a 40% deseada. ACS o HCI(COnc) grado mejor también puede ser usada y diluida hasta las concentraciones deseadas. La solución de crecimiento de RTWCG SiOX también incluye componentes acuosos no invasivos a los cuales son incorporados pequeñas cantidades, 1-1 Og por 1 L HF(aq), de un catalizador preferido o una combinación de catalizadores preferidos. Los catalizadores preferidos son de ACS, o mejor grado y ejemplos incluyen pero no están restringidos a: dióxido de titanio (anatasa), pentóxido de vanadio, pentóxido de yodo, ferricianuro potásico, dióxido de plomo, y opcionalmente incluye cualquiera óxido de cobalto, u óxido de cerio.

Dos ejemplos fueron cortados a a partir de la misma oblea difundida de FZ c-Si n+/p. Una de las muestras fue sumergida completamente en una solución de crecimiento de SiOx basada en vanadio, de velocidad de crecimiento alta, de costo ultra bajo durante 10 segundos y la segunda muestra durante 40 segundos. Después de retirar las películas de SiOx resultantes mediante una solución de grabado al ácido de HF(COnc) amortiguada, los perfiles de profundidad de concentración neta de portador mayoritario de los emisores restantes fueron adquiridos y se muestran en la Fig. 20. Las muestra difundidas para este experimento fueron producidas por nuestras especificaciones y la prueba fue realizada por Solecon Laboratories, Inc. El método de análisis de resistencia de propagación fue utilizado para adquirir los perfiles de profundidad de concentración neta de portador mayoritario mientras que los valores de resistencia de hoja fueron adquiridos por mediciones de prueba de cuatro puntos. Como puede observarse en el Cuadro 3 después del tiempo de crecimiento de SiOx de 10 seg la resistencia de hoja del emisor incrementó hasta ~1 14Q/cuadrado desde su valor original de 43ü/cuadrado, y la resistencia de hoja del emisor fue significativamente más alta, ~695Q/cuadrado, después del tiempo de crecimiento de SiOx de 40 seg.

CUADRO 3 Valores de resistencia de hoja de prueba de cuatro puntos promedio de las muestras de n+/p c-Si en la Figura 20, en varios tiempos de crecimiento de SiOx EJEMPLO 2 Limpieza de Superficie In Situ y Compatibilidad con Metalización de Impresión Mediante Serigrafía.

Todas las celdas experimentales de eficiencia alta de área pequeña son fabricadas en instalaciones de espacio limpio, aún la mayor parte de fabricación de celda solar del estado de la técnica actual es conducida en ambientes de espacio no limpio. Los ambientes de espacio no limpio afectan negativamente la eficiencia de las celdas introduciendo impurezas sobre la superficie de la celda. El proceso RTWCG SiOx ARC/SE, siendo el último paso de fabricación, recaptura la eficiencia que es perdida debido a ambientes de espacio no limpio limpiando las superficies activas y líneas de cuadrícula frontal impresas mediante serigrafía. Además, como puede ser observado en los ejemplos de la modalidad de abajo, limpieza in situ disminuye la eficiencia de dispersión dentro del mismo lote así como entre lotes.

La Fig. 21A muestra la vista de Nomarski de una celda solar de c-Si con una superficie frontal de una celda solar con una superficie frontal texturizada-pirámide la cual tuvo una proporción de pico a valle de 25µ??. Como puede observarse en la Figura 21 B, el proceso de RTWCG SiOx es completamente compatible con metalización impresa mediante serigrafía. Debido a la proporción de aspecto alta de la superficie texturizada (véase la Figura 21 C) partes de las líneas de cuadrícula yacen suspendidas entre las pirámides sin tocar el fondo de los valles.

La integridad eléctrica y mecánica de los contactos frontales fue examinada sobre un gran número de celdas solares de c-Si, mc-Si fundido, y poli-Si n+/p de área grande y pequeña revestida de RTWCG SiOx. Se encontró que los procesos de RTWCG SiOx preferidos no afectan adversamente los contactos impresos mediante serigrafía. Por ejemplo, prácticamente toda la resistencia en serie de las celdas (Rs) disminuye tanto como 40% posterior a revestimiento de RTWCG SiOx. El Rs inferior contribuyó al factor de relleno significativo (FF) e incrementos de eficiencia.

Incrementos de Pmax de crecimiento posterior a RTWCG de sobre 100% no puede ser explicado solamente mediante una reducción en pérdidas ópticas o el incremento inherente de la respuesta azul. Una explicación es que la solución de crecimiento de RTWCG in situ limpia las superficies de la celda inmediatamente precediendo el crecimiento de SiOx. Esto es especialmente ventajoso para celdas con condiciones de superficie deficiente debido a varios contaminantes los cuales disminuyen el voltaje de circuito abierto (Voc) y la corriente de corto circuito (Isc). Además, limpiando los contactos frontales, ciertas condiciones relacionadas con metalización las cuales son conocidas que disminuyen el factor de relleno (FF) son mitigadas.

Es bien conocido en la técnica que durante el paso de activación un óxido basado en plata contamina los contactos frontales impresos mediante serigrafía basados en Ag y las barras de bus traseras basadas en Ag convencionales. La contaminación puede disminuir la conductividad eléctrica de la barra de bus e incrementar la resistencia de contacto entre la barra de bus y el material de interconexión. Como puede observarse en la Figura 21 B, las soluciones de crecimiento de RTWCG no cubren la metalización con SiOx y de hecho limpian la contaminación de óxido como es evidenciado por la metalización de pre-RTWCG oxidada en la Figura 21 A contra la metalización de post crecimiento con color plata limpio en la Figura 21 B.

Pruebas de resistencia de período largo fueron realizadas sobre celdas revestidas de SiOx y descubiertas de área pequeña que fueron cortadas de las mismas celdas de c-Si y mc-Si de área grande industrial. Estas celdas fueron mantenidas en un ambiente de laboratorio durante hasta 11 años. Las pruebas han mostrado que, los contactos frontales basados en Ag, de crecimiento post-SiOx, resisten envejecimiento y mantienen su color plata, integridad y su capacidad de soldadura. Las superficies de metalización de Ag cuando son cocidas, después de ser expuestas un período de tiempo igual al mismo ambiente de laboratorio, se oxidaron y fueron más difíciles de soldar.

El paso del proceso RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) corto preferido es compatible con los contactos de impresión mediante serigrafía basada en Al convencional. Ciertos componentes de solución de crecimiento de RTWCG SiOx tales como H2SO4 pueden adelgazar el espesor de contacto trasero de Al algo o cambiar su color desde gris claro hasta gris oscuro, y debería ser evitado.

Pequeñas cantidades del contacto trasero de Al son disueltas cuando una celda es sumergida completamente en la solución de crecimiento. Se ha mostrado que ni la composición, no la calidad de las películas de SiOx es alterada por estas cantidades pequeñas de Al disuelto aún si la solución es reusada repetidamente. La presencia de Al en películas de RTWCG crecidas en soluciones de crecimiento reusadas fue indetectable por análisis XPS o AES. Los desempeños de las celdas solares de área pequeña las cuales fueron sumergidas completamente en soluciones de crecimiento reusadas se compararon bien con esas sumergidas en soluciones recientes.

Prácticamente todas las formulaciones de solución de crecimiento de RTWCG SiOx parecen pasivar químicamente bien los contactos traseros impresos mediante serigrafía basado en Al. Esto fue indicado claramente por algunas pruebas de resistencia de período largo incluyendo la prueba de período largo, descrita arriba, en la cual celdas de área pequeña fueron mantenidas en un ambiente de laboratorio químico durante aproximadamente 1 1 años. Después de varios años, los contactos traseros de Al de algunas celdas descubiertas tuvieron visibilidad degradada hasta una apariencia polvorosa. Los contactos traseros de Al de las celdas revestidas de SiOx mantuvieron su integridad química, mecánica y eléctrica.

EJEMPLO 3 TWCG SiOx ARC.

La eficiencia de una celda solar está determinada en gran medida por su reflectancia, y por lo tanto, su capacidad de retener en lugar de reflejar la energía solar de regreso al espacio. Muchos fabricantes de celdas solares aún utilizan óxido de titanio (TiOx) como un revestimiento de antireflexión de capa única (SLARC), el cual usualmente es revestido mediante rocío sobre las celdas, después cocido para eliminar los solventes. La desventaja principal del TiOx ARC de relativamente bajo costo es el hecho de que tiene un AM1.5 AWR, relativamente grande, ~15%. Adicionalmente, las películas de TiOx cubren la metalización de superficie frontal, requiriendo ser retiradas desde las barras de bus frontal para permitir interconexión de celda dentro de las líneas durante la fabricación de los módulos solares.

ARCs de Nitrato de silicio (SiNx) son un enfoque mejor puesto que su AM1.5 AWR es ~12%. SiNx es depositado por deposición de vapor químico (CVD), o CVD mejorado con plasma (PECVD) a temperaturas relativamente bajas en aire o vacío. Deposición de SiNx es más bien cara desde perspectivas de proceso, mantenimiento y especialmente capital de equipo. Sin embargo, como opuesto al T1O2 ARC, las pastas de metalización de cuadrícula frontal impresas mediante serigrafía pueden ser activadas a través de la película fina de SiNx, eliminando el paso del proceso de producción relativamente baja adicional de retirar la película desde las superficies de barras de bus frontal. Para reducir adicionalmente la reflectancia relativamente alta de las películas ARC (SLARC) de capa única, ambas superficies texturizadas y de capa doble o triple ARC (DLARC o TLARC) pueden ser usadas. Debido a su costo relativamente alto, DLARC o TLARC no son utilizados industrialmente.

Ya que SiNx ARC está convirtiéndose más y más en el estándar de la industria de celdas solares de c-Si, es instructivo comparar las propiedades ópticas y eléctricas de CVD SiNx con esa de las películas de RTWCG SiOx. En la Figura 22 están las gráficas de reflectancia adquiridas mediante un laboratorio independiente, para su SiNx ARC óptimo y dos RTWCG SiOx ARC no optimizados. El AM1.5 AWR en el intervalo de longitudes de onda de 400-1200 nm es 12.1 % para la película de SiNx optimizada, y 8.3% y 8.5% para las dos películas de SiOx no optimizadas. La reflectancia mayor de la película de SiNx CVD es principalmente debido a un incremento de reflectancia significativa en la región azul del espectro de luz visible. Los valores de reflectancia ponderada promedio AM1.5 (AWR) proporcionados en la presente fueron calculados usando los datos de irradiancia espectral conocidos en la técnica para AM1.5 (normalizado a 1 ,000 W/m2) de R. Hulstrom, R. Bird, y C. Riordan, "Spectral solar irradiance data sets for selected terrestrial conditions," Solar Cells, vol. 15 (4), pp. 365-391 , 1985.

Generalmente, un SiOx ARC no optimizado producido por el proceso RTWCG tiene un AM1.5 AWR en el intervalo de 6%-9%, el cual es mucho menor que ese de cualquier otra película fina de SLARC sobre una superficie de silicio lisa. Por ejemplo, la Figura 23 muestra una familia de gráficas de reflectancia de RTWCG SiOx para películas de SiOx crecidas sobre estructuras difundidas de n+/p Si de doblez y cola tales como en la Figura 3. La notación "PR4-y" permanece para Planar RTWCG SiOx ARC crecida sobre obleas de silicio (c-Si) de cristal único pulido de 10.16 centímetros (4 pulgadas) n+-p, donde "y" es el tiempo de crecimiento de SiOx (en segundos).

En el Cuadro 4 se muestran el AM1.5 AWR of RTWCG SiOx como una función del tiempo de crecimiento para películas crecidas usando la misma solución de crecimiento como en la Figura 12 en cuatro familias diferentes de sustratos. La primera columna contiene datos para la familia "PR3-y" de películas de SiOx en la Figura 23. Los datos AWR en la segunda columna se refieren a una familia de películas de SiOx crecidas sobre estructuras difundidas de c-Si n+/p revestidas de pirámides. Los datos desde las películas de SiOx crecidas sobre estructuras de mc-Si (cinta) n+/p de película fina y mc-Si fundido están en la tercera y cuarta columnas, respectivamente.

A partir del Cuadro 4, AWR pre-revestido de la estructura difundida de n+/p c-Si Si revestida de pirámides es 32.68% y 33.63% para las estructuras difundidas de n+/p c-Si con una superficie lisa. Después de crecer un RTWCG SiOx ARC/SE (tiempos de crecimiento de 70 segundos y 80 segundos) de espesor apropiado, el AWR es actualmente disminuido sobre las estructuras de celdas con una superficie lisa comparado con el AWR de superficies revestidas de pirámides. Puesto que los emisores lisos tienen pérdidas resistivas menores que los emisores texturizados de pirámide cuyas pérdidas resistivas más altas son asociadas especialmente a la resistencia lateral alta, el uso de una superficie de emisor textu rizada de pirámides tal como en la Figura 21A no parece estar justificado para el proceso RTWCG SiOx ARC/SE.

CUADRO 4 Reflectancia Ponderada Promedio AM1.5 (AWR) de Películas de RTWCG SiOx crecidas sobre obleas de n+/p c-Si cristalino, mc-Si fundido, y poli- Si en el intervalo de longitudes de onda de 400-1200 nm como una función del tiempo de crecimiento de SiOx Los sustratos de mc-Si de cinta tuvieron la velocidad de crecimiento de SiOx más alta los cuales produjeron películas de SiOx con el SWR más bajo de 6.35%. Por razones las cuales no son entendidas completamente, la velocidad de crecimiento de SiOx sobre obleas difundidas de n+/p mc-Si fundido es menor, lo cual explica el AM1.5 AWR mayor para esta familia particular de obleas difundidas. El AM1.5 AWR debajo del 10% fue obtenido después de un tiempo de crecimiento de SiOx relativamente largo de 100 segundos (Cuadro 4). Experimentos posteriores usaron una formulación de solución de SiOx de velocidad de crecimiento más alta sobre los mismos sustratos difundidos de mc-Si fundido. El espesor apropiado de película de SiOx fue logrado en 45 segundos y resultó en un AM1.5 AWR mucho menor de 6.32%.

Como ya ha sido mostrado en la presente, ciertas formulaciones de RTWCG con una velocidad de crecimiento de SiOx alta de hasta 500 nm/min en menos de 1 minuto crecieron una película de ARC SiOx texturizada, mientras crearon un SE de calidad excelente, y pasivación de superficie. Las celdas resultantes tienen un AM1.5 AWR bajo y las características de mejora de RTWCG SiOx ARC/SE/TO completas ocurren en un paso de proceso químico en húmedo único.

Los valores de AM1.5 AWR más bajos son obtenidos para películas de SiOx crecidas en soluciones de RTWCG de velocidad de crecimiento alta que texturizan las superficies de SiOx y tienen un índice de refracción graduado. Las gráficas de reflectancia de películas de RTWCG SiOx texturizadas crecidas en sustratos de n+/p c-Si lisos se muestran en las Figura 24. Post crecimiento de SiOx, TO-1 fue sumergido en 1% HF<aq) durante 15 segundos y produjo un valor de AM1.5 AWR de 3.09%. Películas de SiOx TO-2 y TO-3, con AM1.5 AWR de aproximadamente 4.5%, fueron películas como crecidas. Los valores de AWR de estas películas de bajo costo son tan bajos, o inferiores, que los valores de AWR de de las tres capas ARC, de costo prohibitivo, conocidas en la técnica.

EJEMPLO 4 Transparencia de Película Fina de RTWCG SiOx Para reducir la absorción de luz útil de la película fina ARC, tiene que se tan transparente como sea posible en el intervalo de longitud de onda de 300-1200 nm. En comparación con el RTWCG SiOx ARC, SLARCs tradicionales tienen absorción mayor de luz visible especialmente en la porción azul del espectro. Aunque frecuentemente no cuenta, la absorción del luz es especialmente significativa en el caso de ARC de capas múltiples, gruesas.

El término "capas transparentes" se refiere a capas las cuales tienen un valor de coeficiente de extinción suficientemente bajo (k). Por ejemplo, una capa es sustancialmente no absorbente para luz visible en espesores de aproximadamente un cuarto de longitud de onda de luz visible si, en la región visible del espectro AM1 .5 utilizable, k es menor que 0.10. Un coeficiente de extinción (k) bajo puede ser igualado a una absorción baja (a) (por ejemplo un k menor que 0.1 corresponde a or menor que 1 %), puesto que a = 4v¡VJk. Si k es mayor que 0.1 , tal como es el caso de S1O2 térmico, entonces la película es altamente absorbente, produciendo películas de k alto inapropiadas para celda solar de ARC.

La Figura 25A muestra el índice de refracción y el coeficiente de extinción para la película gruesa de RTWCG SiOx transparente del estado de la técnica (~208 nm) crecida usando una solución de velocidad de crecimiento alta, tal como en la Figura 14. El coeficiente de extinción en el intervalo de longitud de onda de 400-800 nm está por debajo de 0.02, haciendo la película apropiada para películas más gruesas necesarias para crear una superficie texturizada. El coeficiente de extinción de una película de SiOx enriquecida con silicio crecida sobre un sustrato de c-Si por una solución de crecimiento tal como en la Fig. 15, es un poco más alta en justo bajo 0.04 (véase la Figura 25B). Los valores k del RTWCG ARC se comparan muy bien con los ARCs competitivos tales como SiNx SLAR (k > 0.06), TiOx SLAR (k > 0.08) optimizados, o los ARCs (k > 0.1) de capa triple y doble conocidos. Debido a que las películas de RTWCG SiOx son altamente transparentes y su reflectancia disminuye muy gradualmente con el espesor, pequeñas variaciones en el espesor de SiOx son menos críticas de lo que podrían ser para ARC convencionales. El factor el cual limita el nivel de espesor de la película de SiOx es la profundidad a la cual el emisor es grabado al ácido atrás durante el proceso de crecimiento.

EJEMPLO 5 Emisor Selectivo de RTWCG La industria ha reconocido por largo tiempo los beneficios de un emisor selectivo pero no ha tenido una manera rentable de realizar esta característica de mejora de eficiencia. Aunque son importantes buenos desempeños ópticos, un proceso de crecimiento de RTWCG SiOx preferido también crea un emisor selectivo (SE) de calidad buena, altamente rentable.

Para que los contactos impresos mediante serigrafía tengan una resistencia de contacto razonablemente baja, debe emplearse un emisor difundido fuertemente. Esto introduce un gran número de defectos de superficie los cuales disminuyen la eficiencia de la celda. Sin embargo esta no es una cuestión para el proceso de RTWCG el cual graba al ácido atrás solamente las superficies no metalizadas del emisor. Así, las regiones de emisor bajo las cuadrículas de contacto son dejadas imperturbables y fuertemente difundidas. En otras palabras, la cuadrícula de metal sirve como una máscara para grabar al ácido atrás las superficie no metalizada del emisor. Debido a que la película de RTWCG SiOX es crecida muy rápidamente, < 1 min, no existe daño hecho a la cuadrícula.

Buenos contactos impresos mediante serigrafía con una resistencia de contacto de aproximadamente 1.0 x10" O-cm2 junto con una resistencia de hoja de sobre ???O/cuadrados y un nivel de dopaje de superficie de aproximadamente 1 x10E+19cm~3 son requerimientos esenciales para la fabricación eficiente de celdas solares. Implementar un emisor más fuertemente dopado, más grueso, permite latitud mucho más grande durante el paso de activación de metalización. Esto permite que materiales de metalización de cuadrícula frontal que son más penetrantes y conductores, reducen las pérdidas resistivas y mejoran la producción. Un nivel de dopaje alto por debajo de la metalización de contacto frontal impresa mediante serigrafía resulta en una resistencia de contacto aceptablemente baja de menos de 1.0 * 10"3Q-cm2 y una densidad pequeña de trayectorias de derivación de unión. Sin embargo, este tipo de emisor tiene un voltaje de circuito abierto bajo así como corrientes de corto circuito deficientes causado por una respuesta de azul deficiente.

Para estimar las líneas de cuadrícula frontal de una celda, líneas de fotosíntesis angostas fueron creadas sobre una superficie de emisor difundido de doblez y cola de n+/p c-Si lisa tal como en la Figura 3. Puesto que las soluciones de crecimiento de RTWCG son no reactivas con las películas de SiOx, fotoresistentes, crecen solamente sobre las porciones descubiertas del emisor. La superficie de perfilometría en la Figura 26 fue obtenida después de retirar la película de SiOx y fotoresistente, y muestra la profundidad del emisor el cual fue grabado al ácido atrás por la solución de crecimiento. En una modalidad preferida de conformidad con una o más modalidades, para un perfil de difusión de doblez y cola bien diseñado, la solución de crecimiento debería grabar al ácido atrás del emisor por 0.2pm para la estructura de celda de RTWCG SiOx ARC/SE, y ligeramente más que 0.25pm para la estructura de celda de RTWCG SiOx ARC/SE/TO.

Un perfil de difusión de doblez y cola óptimo de conformidad con esta invención tiene un doblez en aproximadamente 0.1 m por debajo de la superficie del emisor (véase la Figura 3). Este doblez representa la llamada "capa muerta", o un área con una densidad de defectos grande. Puesto que la solución de crecimiento de RTWCG SiOx remueve 0.2µ?t? o más de la superficie no metalizada del emisor, la capa muerta es grabada al ácido atrás sobre las áreas activas pero no desde debajo de los contactos frontales. Consecuentemente, el SE se forma simultáneamente con el crecimiento de SiOx ARC. Este nuevo concepto de SE ha sido probado exitosamente sobre un gran número de lotes de celdas solares de silicio n+/p policristalino y multicristalino (mc-Si) fundido, cristal (c-Si) único de tipo producción, adquiridos de varios productores de celda solar. Por razones de brevedad mostradas abajo, la calidad buena de RTWCG SE es con mucho el contribuyente único más grande para la ganancia de eficiencia de la tecnología RTWCG SiOx ARC/SE/TO en comparación con la tecnología de celda tradicional que no incorpora un SE o incorpora estado menos eficaz del SE del estado de la técnica La solución de crecimiento de RTWCG SiOx graba al ácido atrás la capa de emisor fuertemente dañado hasta una profundidad que depende de la formulación usada y la duración de tiempo de crecimiento. En las modalidades preferidas de conformidad con una o más modalidades, las soluciones de crecimiento óptimas, discutidas arriba, fueron formuladas para crecer un SiOX ARC de 130-220 nm de espesor y para grabar al ácido atrás entre 0.20-0.25pm del emisor no metalizado. Una difusión de fósforo de doblez y cola casi óptima tiene una profundidad de unión inicial de aproximadamente 0.55pm, el doblez a una profundidad de 0.1 pm, y una concentración neta de portador mayoritario de superficie entre 5E+20/cm3 y 8E+20/cm3. Después de que la solución de crecimiento graba al ácido atrás de la superficie del emisor activo, la concentración de la superficie no metalizada restante está entre 8E+18/cm3 y 1 E+19/cm3 la cual aunque asegura una buena respuesta de azul aún puede producir un factor de relleno de arriba de 0.78.

La figura 27 muestra gráficas de resistencia de hoja como una función del tiempo de crecimiento de RTWCG SiOx para dos estructuras difundidas de n+p c-Si y poli-Si de película fina. La estructura de emisor liso de c-Si fuertemente difundido tuvo una resistencia de hoja inicial de aproximadamente 12Q/cuadrados, una difusión de doblez y cola similar a la Figura 3, y una profundidad de unión de casi 0.7µ?t?. Como puede conjeturarse por la resistencia de hoja inicial baja, esta estructura difundida tiene una más gruesa que la profundidad de unión óptima con un doblez de 0.2µ?? bastante profundo. Después de un tiempo de crecimiento de RTWCG SiOx de 100 segundos, la hoja resistencia de hoja restante fue aún aproximadamente 40Q/cuadrados. Las eficiencias de quantum internas y externas de celdas de área pequeña fabricadas sobre estas estructuras difundidas fueron graficadas pre y post formación de RTWCG SiOx ARC/SE. Como será mostrado en la presente, a pesar del incremento de post crecimiento en la respuesta de azul de hasta 60%, lo cual correspondió a un incremento de hasta 52% en Isc, y 54% en Pmax, la respuesta de azul estuvo lejos del óptimo. La resistencia de hoja de estructuras de c-Si revestidas de pirámides de unión profundas incrementó desde ~26Q/cuadrados hasta ~850/cuadrados después de un tiempo de crecimiento de SiOx de 60 segundos y hasta ~105Q/cuadrados después de un tiempo de crecimiento de 70 segundos. Esto está de acuerdo con un crecimiento grande en la respuesta de azul produciendo un incremento Pmax promedio de 56% para un lote pequeño de celdas de área grande fabricadas utilizando las mismas estructuras difundidas n+/p.

La Figura 27 muestra que la resistencia de hoja de las estructuras difundidas de poli-Si n+/p incrementa a una velocidad más rápida que la velocidad a la cual la resistencia de hoja de la celda de c-Si incrementa. Después de un tiempo de crecimiento de SiOx de 60 segundos la resistencia de hoja alcanzó ~1 15Q/cuadrados desde un valor de pre-crecimiento inicial de ~20Q/cuadrados. La resistencia de hoja acelerada incrementa lo cual puede observarse para sustratos poli-Si con relación a sustratos de Cz c-Si o mc-Si fundidos es congruente con una velocidad de crecimiento de SiOx acelerada observable sobre las estructuras de celda de poli-Si n+/p de "película fina". Obviamente para tiempos de crecimiento iguales, velocidades de crecimiento más rápidas grabarán al ácido atrás del emisor no metalizado hasta un alcance mayor, produciendo estructuras de celda con valores de resistencia de hoja mayores. Parece haber una correlación directa entre la concentración de oxígeno en las obleas de silicio cristalino y la velocidad de crecimiento de la película de RTWCG SiOx; a mayor contenido de oxígeno, mayor la velocidad de crecimiento de SiOx.

Como mostrará en la presente, la capacidad del proceso RTWCG SiOX ARC/SE para incrementar significativamente la potencia de la celda es hasta un alcance largo debido a un incremento en la respuesta de azul. Es meritorio mencionar que todas las celdas solares de área grande c-Si, mc-S¡ fundido y poli-Si usadas para la optimización creciente del RTWCG SiOx ARC, y SE, fueron celdas de producción de profundidad de emisor variable, algunas fueron demasiado profundas, algunas demasiado someras. Ninguna de estas celdas, sin embargo, fueron optimizadas para la estructura de la celda de RTWCG SiOX ARC/SE, mucho menos para la estructura de la celda de RTWCG SiOX ARC/SE/TO de eficiencia mejorada. Excepto para un número limitado de celdas de c-Si fabricadas sobre estructuras difundidas no optimizadas (véase la Figura 3), ninguna de las celdas de área grande, como será descrito con mayor detalle en las siguientes secciones, contenían un perfil de difusión de emisor de doblez y cola diseñado intencionalmente. A pesar de esto, las estructuras de celda RTWCG SiOX ARC/SE creadas en un lote pequeño de celdas de producción de 12 CZ c-Si de 15.24 centímetros (6 pulgadas) tuvieron un incremento de Pmax promedio de 56%, con base en los datos de AM1.5 l-V del fabricante, y una eficiencia AM1.5 promedio de 15.6% con la eficiencia de AM 1.5 más alta de 16.4%.

Nueve celdas solares de tipo producción de poli-Si n+/p de "película fina" de 15.24 centímetros (6 pulgadas), con base en los datos AM1.5 l-V del fabricante, tuvieron un incremento de Pmax promedio después de crear la estructura de la celda RTWCG SiOX ARC/SE de 47.7%. Esto representa una ganancia absoluta estimada de 9.4% sobre las celdas convencionales usando un SiNx ARC, como es calculado a partir de los datos en la técnica los cuales muestran el incremento de Pmax (eficiencia) máximo después de revestir SiNx a aproximadamente 39% para celdas de área pequeñas, y hasta 35% para las celdas de producción. La desproporcionalidad grande incrementa de Pmax de celdas de emisor profundo a Pmax de celdas convencionales que hacen uso de cualquier otro ARC que aún no posee un SE, es debido al incremento grande en la respuesta de azul de la estructura de celda RTWCG SiOX ARC/SE. Esto es mostrado claramente por las gráficas de eficiencia de quantum externa realizada sobre celdas como se muestra en las siguientes secciones. Aún para celdas que no tienen una difusión de doblez y cola óptima, pero tienen un emisor suficientemente grueso y una concentración neta de donante mayoritario inicial suficientemente alta en la superficie del emisor, la contribución del SE en la estructura de la celda de RTWCG SiOX ARC/SE/(TO) es significativamente mayor que otra conocida en los esquemas de SE de la técnica.

En una modalidad preferida de conformidad con una o más modalidades, la eficiencia mejorada de la estructura de celda de RTWCG SiOX ARC/SE/(TO) requiere una resistencia de hoja inicial de 20-250/cuadrados. Posterior al crecimiento de SiOx, la resistencia de hoja del emisor debe ser 110-120ü/cuadrados. Existe declinación gradual en FF para resistencias de hoja que van sobre 120Q/cuadrados a 150Q/cuadrados y declinación acelerada cuando ésto van después de 150O/cuadrados.

EJEMPLO 6 Películas de RTWCG SiOx textu rizadas Texturizar la superficie del emisor se usa frecuentemente en el diseño de celdas solares de silicio cristalino n+/p convencionales para reducir pérdidas ópticas disminuyendo la reflexión de la luz lejos de la superficie. Texturizar la superficie, usado principalmente para celdas solares de c-Si, es logrado por grabar al ácido químicamente la oblea antes de difusión. Por ejemplo, grabado al ácido preferencial a lo largo de las caras (111) de un sustrato de silicio (100) resulta en una superficie cubierta por "pirámides aleatorias". Nuestra experiencia ha mostrado que los picos de estas pirámides, los cuales pueden tener una altura de 25pm (véase la Figura 21 C), pueden romperse durante la remoción del vidrio de difusión siguiendo la difusión. El proceso de impresión mediante serigrafía entonces puede crear trayectorias de derivación que pueden reducir drásticamente la resistencia de derivación, el factor de relleno, y el voltaje de circuito abierto todo lo cual disminuye significativamente la eficiencia de la celda.

A pesar de lo conocido en la técnica, falla mecánica descrita arriba y las dificultades conocidas de producir sustratos de mc-Si texturizados de calidad buena, la mayor parte de los laboratorios y los productores de celdas aún utilizan alguna algunas formas de superficie de emisor texturizado. Aunque el AWR de las celdas con emisores texturizados puede en algunos casos ser marcadamente inferior, el lado de abajo es un incremento en pérdidas de resistencia de emisor lateral que disminuyen el factor de relleno.

Hasta nuestro conocimiento el concepto de usar un óxido texturizado (TO) depositado sobre una superficie de emisor lisa fue, por lo menos para celdas solares de silicio cristalino, propuestas primero en 1994 por NREL. Si está bien diseñado, este enfoque reduce significativamente las pérdidas resistivas asociadas con una resistividad de hoja eficaz mayor, y puede reducir significativamente la posibilidad de que ocurra la falla mecánica de arriba. Por ejemplo, Gee et al de NREL usaron revestimientos texturizados con ZnO optimizados depositados CVD, y reportaron un AM1.5 AWR de tan bajo como 6% para obleas de c-Si encapsuladas, y demostraron mejoras en el desempeño de la celda encapsulada de hasta 0.5% absoluto comparado con celdas planas de SLAR encapsuladas.

La capacidad para texturizar la superficie de la película de RTWCG SiOx para producir la llamada característica TO es el último elemento de mejora de eficiencia del diseño de estructura de celda de RTWCG SiOx ARC/SE/TO descrito en la presente. Las superficies de emisor texturizadas convencionales experimentan una caída de voltaje debido al flujo lateral de la corriente hacia los dedos de cuadrícula lo cual causa una reducción en la eficiencia de conversión. Una superficie de emisor lisa y texturizada de SiOx asegura una disminución significativa de la resistencia de la hoja del emisor incrementando así la eficiencia de la celda solar de silicio cristalino. Películas de RTWCG TO optimizadas incrementan adicionalmente las ganancias de eficiencia ya probadas de las estructuras de celda solar de RTWCG SiOx ARC/SE.

Las películas de RTWCG SiOx que son crecidas en formulaciones de velocidad de crecimiento baja tienen una topografía de superficie lisa. Estas películas de SiOx lisas pueden ser texturizadas para formar la característica de TO SiOx por un paso de proceso en húmedo corto adicional que dura desde 10 hasta 15 segundos. Las características similar a pirámide resultantes sobre la superficie de SiOx, preferiblemente crecidas sobre emisores lisos, re-capturará la luz que podría reflejar de otra manera fuera de la celda si las consecuencias negativas, descritas anteriormente, de las superficies de emisor texturizadas. El beneficio de esta característica de TO, mostrada en los ejemplos de la modalidad siguiente, se hace cada vez más importante cuando el ángulo incidente de la luz se mueve lejos de ser perpendicular a la superficie de la celda.

La Figura 28 muestra la topografía de la superficie de AF antes y después de grabado al ácido de 1% HF(aq) de 15 segundos de una película de RTWCG SiOx crecida en un sustrato de c-Si de grado solar. El espesor, ~0.25µ??, de la película de SiOx tenía características texturizadas las cuales redujeron adicionalmente la reflectividad de la película en el extremo superior del espectro de luz visible, conduciendo a ganancias de eficiencia. El AM1.5 AWR más bajo de 3.09% grabado hasta ahora, como se muestra en la Figura 24, estuvo sobre un crecimiento de película de SiOx sobre una superficie de emisor de n+ c-Si lisa con una inmersión subsecuente de 15 segundos en 1% HF(aq)..

Soluciones con velocidad de crecimiento de SiOx alta crean la superficie de la película de SiOx texturizada como parte de un paso de proceso de RTWCG SiOx ARC/SE TO único. Como puede observarse en la Figura 24, estas películas de SiOx tienen un valor de AM1.5 AWR bajo de aproximadamente 4.5%. Puesto que las características similar a pirámide son aproximadamente de 120 nm de altas, el paso del proceso de RTWCG SiOx ARC/SE/TO debería crear un espesor de película de no menos de 220 nm. Para lograr este espesor de película, el emisor activo será grabado atrás por 0.25µ?? to 0.3µ??, lo que significa que el perfil de difusión de doblez y cola debe crear una profundidad de unión de no menos de 0.6pm.

EJEMPLO 7 Pruebas de calificación preliminar de películas de RTWCG SiOx para celdas solares y otras aplicaciones La vida útil de varias formulaciones de soluciones RTWCG han sido probadas. La prueba de vida útil más larga fue de casi ocho años, conducida en una formulación de solución anterior. Para esta vida de prueba útil en progreso, un galón de solución VT tal como en la Figura 14, mantenida en un contenedor Nalgene cerrado, fue usada periódicamente durante el marco de tiempo para crecer películas de SiOx sobre 100 celdas solares de c-Si, mc-Sim y poli-Si n+/p de área grande. A la fecha no ha habido cambios significativos en la calidad de las estructuras de celda de RTWCG SiOx ARC/SE producidas o los desempeños de celda solar resultantes. Celdas solares n+/p de área pequeña también han sido utilizadas para probar la vida útil de las formulaciones de solución de crecimiento RTWCG más recientes. La mayor parte de las formulaciones más nuevas nuevamente no mostraron cambios significativos en la estructura de la celda RTWCG o desempeños.

Pruebas de calificación preliminares de las películas de RTWCG SiOx de velocidad de crecimiento alta, incluyendo pero restringido a esas descritas abajo, indican que estas películas de SiOx pueden ser usadas potencialmente no solamente para aplicaciones de celda solar de silicio sino para un servidor de otras aplicaciones electrónicas (microelectrónicas) y optoelectrónicas (fotónicas). Las propiedades eléctricas y dieléctricas de las películas de RTWCG SiOx fueron extraídas de un número relativamente grande de películas de condensadores Au:Ti MOS/ Si/película de RTWCG SiOx como crecida/Al (Au) con un área de puerta frontal de aproximadamente 0.049 cm2. Las características l-V y C-V fueron adquiridas en los condensadores MOS fabricados antes de y después de varias condiciones de tensión, las cuales fueron usadas para determinar: (i) resistividad, (ii) corriente de fuga, (iii) constante dieléctrica, y (iv) voltaje de ruptura de las películas finas de SiOx.

Las Figuras 29A(i)-29A(ii) muestran las características l-V de un condensador Al/como crecido RTWCG SiOx/Si Ti-Au MOS para el cual el espesor de la película de SiOx fue 1 10 nm. La densidad de iones móviles dentro de la película fina de SiOx se muestra que es muy pequeña por las características l-V en voltaje de sesgo desde (-)1 10 V hasta (+)1 10 V, y el voltaje de sesgo desde (-)3 V hasta (+)3 V. Evidencia adicional es la gráfica de C-V de buen comportamiento en la Figura 29B adquirida sobre los mismos condensadores MOS. Las características l-V de la película no solamente cumple el criterio para aplicaciones de celda solar, sino también para un servidor de otras aplicaciones de dispositivo electrónico y optoelectrónico (fotónico) más demandantes.

En una serie de experimentos, las formulaciones de solución crecidas RTWCG SiOx preferidas, descritas en la presente, fueron utilizadas para crear condensadores Al/como crecido SiOx /p-Si/Au:Ti MOS. Sus características l-V y C-V fueron adquiridas antes y después de tensión de voltaje de hasta 1 hora a un sesgo fijo de cualquiera (-)100V o (+)100V. La corriente de fuga dependiente del tiempo y voltaje de ruptura falla en mostrar cualesquier variaciones notables resultando de las tensiones de voltaje.

La densidad de corriente de fuga del estado de la técnica de películas de RTWCG SiOx es aproximadamente 25nA cm2 a 8MV/cm de campo eléctrico positivo aplicado, y por debajo de 0.8nA/cm2 de corriente de fuga a 0.3MV/cm de campo positivo y negativo aplicado. La resistividad del estado de la técnica de la película de RTWCG SiOx es aproximadamente 4??+14O-a?. Los datos se compara bien con los datos conocidos en la técnica para películas de CVD SiNx y de giro depositadas a temperaturas inferiores que 500°C. Estos resultados muestran que la película fina de RTWCG SiOx dieléctrica es apropiada para uso como un revestimiento de pasivación/antireflexión para celdas solares de silicio de eficiencia y para aplicaciones de microelectrónica y fotónica.

La Figura 30 muestra las características l-V de un condensador Al/película de RTWCG SiOx como crecida (~100 nm-espesor) /p-Si/Au:Ti MOS, antes y después de un tratamiento con calor de 1 hora inicial a 100°C, seguido por 1 tratamiento con calor a 200°C durante 1 hora. La corriente de fuga disminuyó debido al tratamiento con calor secó las superficies de la película de SiOx como crecida. Los datos l-V obtenidos a partir de un gran número de celdas c-Si y mc-Si mostraron que la humedad es alejada de la superficie de la película de SiOx como crecida mediante 5 min de secado por soplado a aproximadamente 120°C. En un experimento relacionado fue encontrado que manteniendo simplemente las celdas a temperatura ambiente durante dos a tres días (dependiendo del espesor de la película de SiOx) el Pmax incrementó por el mismo porcentaje relativo cuando las celdas que fueron tratadas con calor a 120°C durante 5 minutos.

Cinco condensadores Al/como crecida película de RTWCG SiOX/p-Si/Au:Ti MOS, cinco n+/p c-Si de área pequeña, y cinco celdas solares de n+/p mc-Si RTWCG SiOx ARC/SE de área pequeña fueron calentadas tratadas en aire durante 1 hora a temperaturas progresivamente más altas de de 200°C, 300°C, 450°C, y 600°C, respectivamente. Como puede observarse en la Figura 18, la concentración atómica relativamente alta del hidrógeno en la superficie de SiOx disminuye con la profundidad. Con base en nuestros datos experimentales, temperaturas tan bajas como 200°C pueden causar que el hidrógeno migre hacia la interfaz de SiOx/Si y la pasiva. Existe un caída observable en corriente de fuga desde aproximadamente 5E-1 1A/cm2 hasta tan baja como 2E-12 A/cm2 después de un tratamiento con calor de 200°C de hasta 1 hora, a 0.3MV/cm de sesgo negativo y positivo aplicado. Esta disminución creemos que es debido en parte a pasivación de hidrógeno de la interfaz de SiOx/Si. La corriente de fuga de los condensadores MOS disminuye crecientemente, a velocidades menores, después de tratamiento s con calo adicionales de hasta 1 hora a temperaturas variando desde 200°C hasta 450°C.

A 600°C la corriente de fuga de todos los condensadores MOS incrementó algo, y el Pmax de todas las celdas solares de mc-Si y c-Si disminuyó marginalmente debido a una disminución pequeña en Voc y FF. Estos hallazgos fueron causados más probablemente por Al desde la puerta de metal penetrando a través de la película de SiOx de condensadores MOS, y Ag de las celdas solares difundiéndose desde las líneas de cuadrícula frontal causando algunas trayectorias de corto circuito menores. Es meritorio mencionar, sin embargo, que las celdas de prueba de área pequeña de c-Si y mc-Si anteriores fueron cortadas a partir de celdas solares de tipo producción que tenían una unión poco profunda que la RTWCG SiOx ARC/SE(TO) óptima. De conformidad con esta invención, el emisor del diseño de celda RTWCG SiOx ARC/SE debería ser de 0.55pm de espesor, y aproximadamente de 0.65pm de espesor para el diseño de celda de RTWCG SiOx ARC/SE/TO.

En la Figura 31 se muestran las características l-V de un condensador Al/como crecida RTWCG SiOx/ Si/Au:Ti MOS mantenido a temperatura casi ambiental antes de y después de la exposición a intensidad relativamente alta de radiación casi U-V (~5W/cm2) durante seis horas. El espesor de SiOx en este ejemplo fue aproximadamente 140 nm, lo cual es casi el espesor óptimo para uso como un ARC. La condición de tensión UV anterior no incrementó la corriente de fuga como es confirmado por los datos l-V de celdas de c-Si y mc-Si de área pequeña adquiridas antes de y después de la exposición de las celdas a radiación casi UV durante tan largo como 6 días. En uno de tales experimentos, 12 celdas de c-Si de área pequeña y 12 celdas de área pequeña de mc-Si fueron mantenidas durante 4 días bajo la exposición UV arriba. Sorprendentemente, el Isc, Voc, FF, Pmax, y Rs estuvieron esencialmente sin cambiar o incrementados ligeramente. Durante la prueba l-V, la temperatura de las celdas fue mantenida a casi 25°C por el sistema l-V de área pequeña el cual fue calibrado usando celdas estándar NREL antes de adquirir todos los datos l-V para este y todos los otros experimentos de prueba de tensión.

Un sistema de plasma de xenón de densidad alta existente (10E+5 a 10E+6, 1-3eV), que podría adquirir características in-situ l-V con voltaje aplicado desde (-)200V to (+)200V, fue usado para daño inducido de plasma analizado a las películas finas de SiOx. El daño inducido por plasma fue evaluado para una familia de curvas l-V, después de que las películas de SiOx fueron expuestas varias veces al ambiente de plasma. Películas de SiOx, de 50 nm con una concentración atómica grande de 1 % de Fe fueron crecidas sobre el frente de obleas de Si de 5.08 centímetros (2 pulgadas). Contactos ómhicos de Au-Ti de buena calidad fueron aplicados sobre las superficies traseras.

Las Figuras 32A-32B muestran dos gráficas l-V para la oblea de p-Si de 5.08 centímetros (2 pulgadas) revestidas de SiOx, mencionadas anteriormente, después de una exposición a plasma de 5 minutos. La densidad de plasma fue 2x10E+5 cm-3, la temperatura electrónica fue 1.7eV, el potencial de plasma fue 9.8V, y la presión residual del gas neutro (Xe) fue 6x10E-5 Torr. Las gráficas l-V sugieren claramente que iones móviles positivos están presentes, pero la histéresis extremadamente pequeña, sugerida por las dos curvas, indica que las trampas de interfaz de SiOx/Si generadas por plasma tienen una densidad muy baja. Las gráficas l-V de la misma muestra después de una exposición a plasma de 15 minutos subsecuente, nuevamente muestran curvas casi-idénticas. Esto sugiere que aún después de una exposición a plasma de 20 minutos combinada, una densidad muy pequeña de trampas de interfaz de SiOx/Si generada por plasma fueron creadas, a pesar de una concentración de impureza metálica relativamente grande en la película de SiOx.

La corriente de fuga a través de la película de SiOx depende de la densidad de plasma y la presión de gas (Ar) neutro. Cuando un voltaje de sesgo de (+)70V fue aplicado, la corriente de fuga fue 1.6mA durante una presión de Ar de 2x10E-5 Torr, y 2.7mA durante una presión de Ar de 10E-4 Torr.

Una película de SiOx con un escenario del peor caso, -3%, concentración atómica de impureza de Fe, fue sesgada a (-)200V. Inicialmente, su corriente de fuga fue 57µ?, y 60µ? después de 1 minuto de exposición. Después de que la muestra fue sesgada a (+)100V (presión de Ar de 77µ??GG) la película de SiOx tuvo una corriente de fuga inicial de tan alto como 7mA, pero disminuyó hasta ~6mA después de un minuto. Debido a que cambios en la capa superior de SiOx fueron supuestos, una película de SiOx fue expuesta a plasma de intensidad alta durante 25 minutos. Análisis XPS/SEM, sin embargo, no mostraron cualesquier cambios para la superficie de SiOx.

La conductividad (s) puede ser estimada usando la ecuación: 4t I S ~ pd2 X V donde / es la corriente de fuga, V es el voltaje de sesgo, d es el diámetro de la muestra, y f es el espesor de la película. Un conjunto particular de mediciones, véase arriba, tuvo I = 6mA, V = 100V, d = 5cm, and t = 50 nm. Aplicando la ecuación de arriba, la película de SiOx tuvo s = 1.5x10"11/Q-cm, lo cual corresponde a una resistividad de película relativamente baja de aproximadamente 6x10E+10Q-cm. Aunque esta conductividad relativamente alta se refiere a un escenario de peor caso de contaminación de Fe, esto no obstante se compara bien con los valores publicados para películas de TiOx ARC convencionales así como los llamados otros dieléctricos de película fina de giro-encima de temperatura ambiente CUADRO 5 Prueba de resistencia de rampa de calor de celdas solares de RTWCG SiOx-revestida mc-Si de área pequeña cortadas de la misma celda de producción de área grande El Cuadro 5 contiene datos IV para las tres celdas solares de mc-Si de área pequeña antes y después de inmersión completa en tres formulaciones de crecimiento de RTWCG SiOx diferentes. Se muestra lo que pasa a los Isc, Voc, FF, Rs, y Pmax después de la formación de la estructura de la celda de mc-Si RTWCG SiOX ARC/SE y después de exposición, para hasta 240 horas, para un ambiente de calor húmedo (80°C a -100% humedad relativa).

Incrementos menores de los que podrían ser esperados en Isc, Voc, y Pmax fueron causados por celdas descubiertas que poseen un espesor de emisor más fino que el óptimo. Las celdas que tienen emisores más gruesos podrían tomar ventaja completa del SE creado durante el crecimiento de RTWCG SiOx. Este ejemplo muestra que aún si el emisor restante es muy fino, la celda no se degrada durante la prueba DH. El siguiente ejemplo de modalidad contiene datos l-V de revestimiento de SiOx antes y después para producción de celdas que, aunque no fueron optimizadas para el diseño de celda RTWCG SiOx ARC/SE, poseían emisores más gruesos.

EJEMPLO 8 Desempeños de celdas solares de n+/p (P.B) RTWCG SiOx ARC/SE c-Si. fundido mc-Si, y poli-Si La tecnología de celdas solares de silicio cristalino de bajo costo de RTWCG SiOX ARC/SE TO funciona bien con todos los sustratos de silicio tales como Czochralski y sustratos de cristal único de zona flotante (c-Si), multi-cristalino fundido (mc-Si), y silicio policristalino de cinta (poli-Si). Los procesos RTWCG SiOx se ajustan bien con los métodos de fabricación existentes tales como metalización de impresión mediante serigrafía y solamente el paso de difusión requiere modificación. De otra manera, esto reduce el número y complejidad de los pasos de proceso estándar.

La optimización de las soluciones de crecimiento tomó en cuenta un gran número de variables de RTWCG SiOx tales como las formulaciones de la solución, velocidad de crecimiento, y el nivel de grabado al ácido trasero del emisor no metalizado. Las variables de estructura que tuvieron que tomarse en cuenta incluyeron la profundidad de unión, el perfil de difusión, y la profundidad de doblez de una perfil de difusión de doblez y cola. Soluciones de crecimiento de RTWCG SiOx compatibles con metalización optimizadas, en menos de un minuto, deben ser capaces de realizar lo siguiente: i. limpiar in situ las superficies de celdas descubiertas; ii. producir una película de SiOx de transmitancia alta, reflectancia baja; iii. simultáneamente producir un emisor selectivo de calidad buena; iv. crear una superficie de película texturizada opcional.

La terminación de este trabajo exhaustivo fue posible usando un gran número de estructuras difundidas de c-Si así como fundida y mc-Si de cinta tipo producción y celdas solares descubiertas. Solamente un número pequeño de celdas solares de área pequeña fueron fabricadas sobre estructuras de n+/p difundidas con una perfil de difusión de doblez y cola, un requerimiento para el proceso RTWCG SiOx ARC/SE/(TO).

El Cuadro 6 contiene los datos l-V del fabricante para 12 celdas solares de c-Si de producción de 15.24 centímetros (6 pulgadas) no revestidas y los datos l-V para las mismas celdas después de revestimiento de SiOx. El emisor de las celdas fue bastante grueso y texturizado de pirámides, en lugar de la superficie lisa preferida. La superficie de emisor texturizada hizo imposible adquirir un perfil de concentración de portador mayoritario neto preciso, o la forma del perfil de difusión, así que la profundidad de unión fue estimada ser más profunda que 0.6pm. La ganancia promedio Isc fue modesta en aproximadamente 40%, con ganancia Voc promedio sorprendentemente muy baja de solamente 5V. Sin embargo, debido a un incremento de FF sustancialmente grande de casi 12%, la ganancia Pmax promedio fue un notable 56%. Con base en los datos del fabricante, la eficiencia AM1.5 máxima absoluta calculada del lote fue 16.4%, con un promedio de lote de aproximadamente 15.6%. Esta eficiencia promedio claramente muestra el potencial del diseño de celda de RTWCG SiOx y tecnología, especialmente puesto que las celdas fueron fabricadas sobre sustratos de silicio de recorte, tuvo la superficie del emisor texturizada de pirámides de proporción de aspecto grande, y el perfil de difusión estuvo lejos del óptimo para el diseño de celda de RTWCG SiOX ARC/SE de eficiencia alta.

Las soluciones de crecimiento de RTWCG SiOx apropiadas preservan la integridad de metalización de la celda y producen características de mejora de eficiencia que, en parte, disminuyen la reflectancia, pasivan la superficie y promueven una buena calidad de emisor selectivo. Aún, cualquier lote de ceda pequeña dado (hasta 30 celdas por lote) contenían en cualquier parte desde 2 hasta 5 celdas con ganancias (eficiencia) de Pmax no ordinariamente grandes después del revestimiento de SiOx. El Pmax de la celda #2 y la celda #7 del Cuadro 6, por ejemplo, incrementó por 85.4% y 97.7%, respectivamente. Esto se explica por la capacidad de la solución de crecimiento de SiOx de limpiar in situ las superficies de las celda y eliminar ciertas condiciones de la superficie nocivas antes de crecimiento de SiOx. Este beneficio, ausente en las técnicas de revestimiento de ARC convencional en la técnica, conduce a menos dispersión de Pmax para prácticamente todos los muchos tipos de producción de lotes de celda solar de c-Si, mc-Si, y poli-Si. La Figura 33 muestra que la dispersión de Pmax de las celdas en la Figura es notablemente menor después de inmersión completa en la solución de crecimiento de RTWCG SiOx ARC/SE.

Los datos l-V mostrados en el Cuadro 7 son de celdas solares de n+/p c-Si de área pequeña, cortadas de la misma celda de 15.24 centímetros (6 pulgadas) revestida con pirámides que fueron sumergidas completamente en la formulación de solución de crecimiento de RTWCG SiOx de la Figura 12. Posterior al crecimiento, las celdas fueron hundidas en 1% HF(aq) para producir una superficie de SiOx texturizada. Debido a que el emisor fue poco profundo, teniendo una profundidad de unión estimada de 0.45µ??-0.5µ??, el FF espectativamente disminuyó posterior al crecimiento de SiOx debido al grabado al ácido trasero del emisor. Aunque el emisor de espesor de ~0.25pm resultante correspondió a una resistencia de hoja de emisor mayor que 120Q/cuadrados, la resistencia en serie (Rs) de la celda disminuyó inesperadamente por ~23% en promedio.

La ganancia Isc (véase el Cuadro 7) fue el principal contribuyente al incremento promedio de Pmax de 51.58%. El incremento de Voc relativamente menor (hasta 13mV) concuerda con otros datos l-V relacionados recolectados para celdas revestidas cuya resistencia de hoja del emisor restante está sobre 120Q/cuadrados. Aunque el Isc puede incrementar crecientemente con el incremento en la resistencia de hoja, el Voc y FF disminuyen crecientemente. Las celdas de prueba A5-1 y A5-2 no son incluidas en las ganancias promedio puesto que los tiempos de inmersión de 30 segundos y 150 segundos, respectivamente, no crearon películas de espesor similar al resto de las celdas. Pero es notable que, como es indicado por una caída del 15.7% en A5-7 Rs de celda, un tiempo de inmersión relativamente largo no parece afectar adversamente la integridad de los contactos impresos mediante serigrafía. Otra observación interesante es que el Voc, Isc y FF varían solamente ligeramente con los tiempos de inmersión variando entre 50 y 70 segundos; variaciones de tiempo del proceso de RTWCG SiOx pequeñas no afectan grandemente los desempeños de la celda.

La profundidad de unión es esencial para maximizar el Pmax de RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) (eficiencia). El Cuadro 8 muestra las ganancias de Pmax posterior de SiOx para dos celdas solares de c-Si de área pequeña. Estas fueron cortadas de celdas de área grande de n+/p c-Si tipo producción, con superficie revestida de pirámides y un emisor más profundo estimado en ~0.65pm. La formulación de la solución de crecimiento, y el tratamiento posterior al crecimiento, fueron los mismos como ese del Cuadro 6. La Celda 20-2 tuvo las mejores ganancias de Voc y Pmax de 30mV y 109%, respectivamente. La ganancia de Pmax relativamente grande fue conducida por el FF el cual incrementó debido a una caída de Rs relativamente grande. El incremento de Voc relativamente grande indica buena pasivación de superficie de SiOx a pesar del hecho de que, después de 60 segundos de inmersión en la solución de crecimiento, la resistencia de hoja restante fue demasiado baja a ~50Q/cuadrados.-EI incremento de Voc promedio para las 32 celdas de área pequeña cortadas desde dos celdas solares de área grande fue 17.2 mV. Para este lote de celdas solares de área pequeña, en promedio, el Pmax incrementó por 67.91%, es decir variando desde 53.88% hasta 109.1 % a pesar de la ganancia de Isc promedio relativamente baja de solamente 41.35%.

El incremento de Voc más grande para un lote de celdas de 4cm2 de n+/p c-Si con emisores lisos y perfiles de difusión de doblez y cola tal como en la Figura 3, fue 17.7mV. Este incremento mediocre fue esperado puesto que, formación de estructura de celda posterior-RTWCG SiOx ARC/SE, la concentración de superficie mayoritaria neta fue mayor que 9E+19 cm"3.

En promedio el revestimiento de SiOx incrementó la eficiencia del lote pequeño de 10 celdas, lo cual incluyó las tres celdas en el Cuadro 0, por 54.49% (condiciones AMO). El Isc promedio fue incrementado por 50.79%. Como una comparación, la ganancia de eficiencia para producción de celdas que utiliza revestimientos de SiNx no excede 35%, aún con el efecto positivo a la masa de celda lo cual ocurre durante la deposición de SiNx de CVD. En este pequeño lote de celdas de producción, hubo un incremento de eficiencia absoluta sobre celdas revestidas de SiNx de aproximadamente 14.4%, aunque el proceso RTWCG SiOx es un proceso de superficie el cual no pasiva la masa. Con base en el volumen grande de celdas de RTWCG SiOx probadas ganancias de eficiencia absoluta mucho mayores pueden lograrse usando estructuras de celda de RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) casi óptimas contra celdas que utilizan películas de SiNx ARC optimizadas sin un SE.

El Cuadro 9 muestra los datos l-V, medidos por el fabricante de celda sola, para un lote pequeño de área grande, celdas solares de producción de n+/p poli-Si de eficiencia baja antes y después de revestimiento con SiOx. Es notable que el Pmax promedio ganado por la formulación RTWCG SiOx ARC/SE fue -48%. Como una comparación, para lo mejor de nuestro conocimiento, la ganancia promedio en Pmax en las celdas de producción resultantes de los revestimientos de SiNx es menor que 35% lo cual incluye el efecto de pasivación de masa de hidrógeno.

El trabajo experimental ha mostrado que las características de mejora de eficiencia de SiOx ARC/SE trabajan mejor en celdas de producción de poli-Si de eficiencia baja que sobre las celdas más c-Si más eficientes. El Cuadro 10 muestra los datos l-V para las tres celdas, de un lote pequeño de celdas solares de poli-Si tipo producción, antes y después de que éstas fueron sumergidas completamente en la solución de crecimiento de SiOx. Las celdas fueron probadas bajo condiciones estándar AMO en NASA GRC; así los valores de eficiencia de AM1.5 estándar serán de aproximadamente 20% mayores. Como puede observarse en una de estas celdas, el parámetro principal contribuyendo a su gran, incremento de Pmax de eficiencia AMO, 97.5% después del revestimiento de SiOx fue el incremento de 89.5% en Isc. Este incremento de Isc grande no puede ser explicado por una simple reducción en pérdidas ópticas, ni puede ser explicado por pasivación de superficie simple puesto que el incremento máximo en Voc fue solamente 16.2 mV. La explicación tiene que ser que hubo una combinación de factores ópticos, de pasivación de superficie y algunos otros.

CUADRO 6 Datos l-V de AM1.5 antes y después de revestimiento de RTWCG SiOx para celdas solares de n+/p c-Si usando obleas de recorte y superficies revestidas con pirámides tales como en la Fig. 20.

CUADRO 7 Datos l-V sobre celdas solares de n+/p c-Si de área pequeña cortadas desde la misma celda de 15.24 centímetros (6 pulgadas) con un emisor poco profundo, con una profundidad de unión estimada de aproximadamente 0.45 um, y con una superficie de emisor revestida con pirámides CUADRO 8 Datos l-V de AM1.5 antes y después de revestimiento de RTWCG SiOx para celdas solares de n+/p c-Si usando obleas de recorte y superficies revestidas con pirámides tales como en la Fig. 20.

CUADRO 9 Datos l-V de AM1.5 antes y después de revestimiento de RTWCG SiOx sobre celdas solares de producción de n+/p poli-Si de área grande CUADRO 10 Datos de celdas solares de producción de poli-Si de eficiencia baja seleccionadas antes y después de revestimiento de SiOx AMO, 25°C l-V Muy recientemente, un lote de 18 celdas solares de mc-Si n+/p fundido de área grande (~243.5cm2) fueron producidas por Equity Solar, Inc. Los datos l-V fueron medidos por un laboratorio especializado independiente antes y después del crecimiento de RTWCG SiOx. En promedio la eficiencia AM1.5 fue -14.14%, Voc 603.5 mV, el FF 78.9%, y el Jsc promedio estuvo en ~29.7mA/cm2. Es notable que el FF de revestimiento de SiOx posterior de las tres celdas fue cerca o arriba de 82%, a saber a 81.95%, 82.22%, y 83.56%. El valor FF de 83.56% está cercano al intervalo de límite teórico ideal de 85%-86% para celdas de silicio operando en condiciones de inyección baja. Hasta nuestro conocimiento, este valor FF es el FF más alto reportado aún para celdas solares de mc-Si de metalización impresa mediante serigrafía de área grande y el FF más alto reportado para cualesquier celdas solares de silicio cristalino de área grande.

Las películas de RTWCG SiOx de arriba fueron crecidas usando dos formulaciones de solución de RTWCG SiOx de costo ultra bajo tal como en el Ejemplo 1. El tiempo de crecimiento para la película de SiOx de 140-150 nm de espesor fue aproximadamente de 30 segundos, y la superficie no metalizada del emisor fue grabada al ácido por ~0.20µ?t?. Desafortunadamente, la película creció menos del 85% de la superficie del emisor. Fue encontrado que durante el aislamiento de bode de grabado por plasma, el emisor n+ fue retirado accidentalmente de un 15% estimado del área de celda activa. La incapacidad de las soluciones de crecimiento de SiOx para crecer SiOx sobre el emisor menos porciones de las celdas es debido a un efecto de la técnica de la velocidad de crecimiento de SiOx diferencial sobre superficies de silicio dopadas fuertemente contra dopadas ligeramente. Obviamente, si las porciones de arriba del emisor no habían sido retiradas inadvertidamente, la eficiencia de AM1.5 promedio de las celdas solares de mc-Si fundido no optimizadas de arriba podría haber sido mayor que 16.2%.

Es notable que el valor de la resistencia de derivación promedio (Rsh) más que duplicó el lote de mc-Si de arriba después de revestimiento de SiOx. La resistencia de serie promedio (Rs) de las 11 celdas la cual utilizó la primera solución de crecimiento disminuyó después del revestimiento de SiOx por aproximadamente 30%, es decir, desde 7.75µO hasta 5.41 µO. Las 7 celdas restantes las cuales utilizaron la segunda solución de crecimiento de SiOx tuvo una disminución de Rs promedio de -20%, desde 6.95?µO hasta 5.59µO. Los valores FF altos obtenidos en estas celdas de RTWCG SiOx ARC/SE son consistentes con los incrementos de Rsh grandes y disminuciones de Rs grandes. Incrementos de tanto como 500% en Rsh pueden ocurrir en celdas de emisor gruesas debido a la eliminación de ciertas trayectorias de corto circuito desde las celdas descubiertas. Disminuciones de tanto como el 60% en Rs ocurren en prácticamente todas las celdas de unión profundas pero son difíciles de explicar completamente puesto que un espesor, relativamente grande, de 0.20pm, de la superficie del emisor no metalizado es grabado al ácido durante la formación de la estructura de celda de RTWCG SiOx ARC/SE y hasta 0.30µ?? durante la formación de la estructura de celda Las ganancias de desempeño globales que son ofrecidas para celdas solares de silicio cristalino grado solar c-Si, mc-Si y otras, por el proceso de SiOx ARC/SE/(TO) de bajo costo son exclusivamente mayores de las que pueden lograrse por cualquier otro esquema de ARC/SE del estado del arte conocido. Pero, las ventajas de usar el procesamiento de RTWCG SiOx no paran en nivel de la celda; éste tiene la capacidad de: i. controlar el índice de refracción en la parte superior de la película de SiOx (véase las Figuras 25(a), 25(b)); ii. produce un índice de refracción graduado (véase la Figura 9A-9B a la Figura 15); iii. textura de la parte superior de la película de SiOx (véase la Figura 28).

El proceso RTWCG SiOx puede crear la película de SiOx con una reflectancia promedio ponderada AM1.5 de 3% (AWR) (Figura 24) que es muy buena correspondencia para crear estructuras buenas de vidrio-EVA-SiOx-Si La Figura 34 muestra la eficiencia de quantum externa e interna y gráficas de reflectancia de área grande, 15.24 centímetros (6"), de celdas solares de tipo producción de mc-Si antes de y después del proceso RTWCG SiOx ARC/SE y después de una encapsulación EVA estándar en un mini-módulo. Las gráficas de eficiencia de quantum interna y externa muestran claramente que la ganancia de respuesta de azul, ~61 % a 500 nm, es responsable de ganancias de crecimiento de post-SiOx grande en desempeños de celda. Aunque esta es por ningún medio la ganancia de respuesta de azul posible más grande que puede lograrse por celdas de RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) cerca de lo óptimo, este ejemplo fue elegido debido a que muestra claramente la disminución en el AM1.5 AWR de una celda revestida de RTWCG SiOx después de encapsulación. Antes de encapsulación AM1.5 AWR de la celda fue 23.1 % lo cual cayó hasta 16.7% después de encapsulación. Por favor note que estas gráficas de reflectancia incluyen la reflectancia de la cuadrícula y barras de bus.

Aunque las ganancias relativamente grandes de celdas solares revestidas de RTWCG SiOx en desempeños de celda son importantes, la eficiencia de celda es lo que hace cualquier tecnología de fabricación de celda novedosa verdaderamente significativa. Abajo están los desempeños esperados de celdas solares de RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) c-Si y mc-Si los cuales están basados en datos comparativos recolectados de un gran número de celdas de n+/p Si. Los desempeños calculados asumen que los sustratos grado solar de buena calidad de 200µ?? de espesor de cSi y mcSi tienen un emisor liso con un perfil de doblez y cola casi óptimo que tiene una concentración neta de donante mayoritario entre 6E+20cm"3 and 8E+20cm"3 en la superficie del emisor y un doblez en aproximadamente 0.1 m debajo de la superficie del emisor. La profundidad de unión debería estar entre ?.dµ?t? y 0.55µ?t?. Después de que la solución de crecimiento graba al ácido atrás 0.2µ?? desde la superficie no metalizada del emisor, la concentración de superficie del emisor activo restante debería estar entre 8E+18cm"3 y 1E+19cm"3, y la resistencia de hoja restante debería estar entre 110Q/cuadrados y 120ü/cuadrados. Bajo estas condiciones, las soluciones de crecimiento de RTWCG SiOx de bajo costo producirán una capa ARC de reflectancia baja, altamente transparente, una calidad excelente de SE y un incremento de Voc de 30mV a 50mV.

Nuestros datos comparativos muestran que para celdas de RTWCG SiOx ARC/SE c-Si el Voc promedio esperado debería estar arriba de 640 mV, el Jsc promedio arriba de 37 mA/cm2, ~80% FF, y una eficiencia AM1.5 calculada de ~18.9%. Para estructuras de celda n+/p c-Si de grado solar de buena calidad RTWCG SiOx ARC/SE casi óptimas, los desempeños promedio que pueden lograrse esperados son: Voc de ~650 mV, Isc de -38 mA/cm2, FF de -82%, y una eficiencia promedio AM1.5 de -20.25%. Para sustratos de mc-Si fundido grado solar de calidad buena, las estructuras de celda RTWCG SiOx ARC/SE mc-S¡ revestidas posteriormente con SiOx promedio deberían producir un Voc de aproximadamente 625 mV, una densidad de corriente en exceso de 34.5mA/cm2, un FF de aproximadamente 80%, y una eficiencia promedio AM1.5 de sobre 17.25%. Para estructuras de celda de mc-Si de calidad buena RTWCG SiOx ARC/SE casi óptima, los desempeños promedio esperados son: Voc de ~635 mV, Jsc de -36 mA/cm2, y FF de ~0.815, los cuales incrementarán la eficiencia promedio AM1.5 hasta aproximadamente 18.6%.

Es estimado que la eficiencia AM1.5 promedio debería estar arriba de 21 % para n+/p c-Si y 19% para celdas solares de mc-Si fundido usando: estructuras de celda RTWCG SiOx ARC/SE/TO casi óptimas, sustratos de grado solar de calidad buena, pastas de metalización de impresión mediante serigrafía de superficie frontal y trasera de calidad mejor, y un diseño optimizado de cuadrícula frontal. Reemplazando las estructuras de celda n+/p RTWCG SiOx ARC/SE/TO en los ejemplos de arriba con estructuras de celda solar de silicio n+/p/p+ o p+/n/n+ RTWCG SiOx ARC/SE/TO en los Ejemplos 10 y 1 1 , se estima que la eficiencia promedio AM1.5 que puede lograrse de celdas solares de c-Si es aproximadamente 22.5%, y que de celdas solares de mc-Si fundido es ligeramente en exceso de 20%.

EJEMPLO 9 Celda concentradora de VMJ Si revestida con RTWCG SiOX Es imperativos que capas dieléctricas, tales como películas finas de ARC, pasivan la superficie bien si éstas son depositadas, o crecidas, directamente sobre la superficie de Si. Esto es problemático para la mayor parte de las técnicas de deposición de la técnica de revestimientos de antireflexión ARC, DLARC, o TLARC convencionales de la técnica presente.

Las películas dieléctricas finas de RTWCG SiOX son crecidas químicamente a temperatura ambiente y resultan en capas no cristalinas bien definidas con orden de intervalo corto. Estos revestimientos de SiOx estables químicamente pasivan la superficie de Si bien y el proceso de RTWCG SiOx no requiere templado posterior al crecimiento. La estabilidad química de la película de SiOx y la pasivación de la superficie depende de la composición de la película y por extensión, la composición de la solución de crecimiento. Debido a una concentración de impureza metálica menor y un índice de refracción graduado, las películas finas de SiOx del estado de la técnica (véase las Figuras 9 a 15) tienen propiedades de pasivación superior a las películas de SiOx anteriores (véase la Figura 7 y la Figura 8).

Debido a sus valores de Isc bajos, los cuales en el caso de otros diseños de celda concentradora limitan el nivel de concentración al cual éstas pueden operar, celdas solares de MultiUnión Vertical (VMJ) Si (patentes de E.U.A. No. 4,332,973 y No. 4,409,422 y No. 4,516,314) muestran promesa para uso como celdas solares de concentrador de intensidad alta. El mayor contribuidor para la perdida de eficiencia en la estructura de la celda Si VMJ es el hecho de que su superficie iluminada, la superficie trasera, y dos superficies de borde no metalizadas son superficies de recombinación alta con uniones expuestas que son difíciles de pasivar por cualquier medio tradicional. ARC tradicional, tal como S1O2 térmico, con propiedades de pasivación buenas conocidas, no puede ser utilizado en estas celdas debido a restricciones de temperatura.

Algunas celdas solares de Múlti-Unión Vertical (VMJ) Si recientes [9] fueron provistas para SPECMAT, Inc por FhotoVolt, Inc., en las cuales los procesos RTWCG crecieron revestimientos de SiOx simultáneamente sobre todas las superficies no metalizadas. Los desempeños sobre ambos lados de una celda Si VMJ en el Cuadro 11 fueron medidos por PhotoVolt, Inc. después de limpiar y grabar al ácido la celda "PV4-14-x" descubierta. Los desempeños entonces fueron medidos después de crecer un revestimiento de SiOx de velocidad de crecimiento relativamente baja tal como en la Figura 5. El único tratamiento que recibió la celda posterior al crecimiento antes de la prueba fue un enjuague de agua DI y secado con nitrógeno.

CUADRO 11 Parámetros de desempeño de sol de una celda desnuda y concentradora de VMJ Si revestida de RTWCG Si-O-C-N (PV4-14 -x). PhotoVol Inc. realizó el grabado al ácido inicial y limpieza de superficie de las superficies de celda descubierta, así como las mediciones de parámetro de desempeño Note que los valores de Voc y FF para la celda de VMJ incrementaron significativamente después del revestimiento de RTWCG SiOX. Estos valores, y especialmente el incremento grande en Isc, después de revestimiento, no pueden explicarse simplemente por una reducción en pérdidas de tipo óptico. Éstos ofrecen una indicación clara de que la pasivación juega un rol esencial en el Pmax el cual incrementó tanto como tres veces sobre la celda descubierta.

EJEMPLO 10 Tecnología de fabricación de celdas solares de silicio RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) cristalino de n+/p o p+/n de eficiencia mejorada.

Durante la formación de unión de estructuras de celda de n+/p (P,B), fósforo no solamente se difunde dentro de la superficie de oblea frontal deseada sino que también el borde y las superficies laterales posteriores. En la práctica industrial, después de retirar el vidrio de sílice fósforo (PSG) usualmente no se hace intento de retirar la unión posterior, y en algunos casos aislamiento de borde no se realiza. La activación del contacto de Al posterior mitiga este efecto de la técnica, pero frecuentemente con solamente éxito limitado que puede resultar en un campo de superficie posterior débil y respuesta de rojo baja.

Con base en nuestros datos experimentales, la formulaciones de solución de RTWCG pueden remover el PSG mientras forma una película de pasivación en un paso único. Esto puede ser utilizado para varias aplicaciones de electrónica/microelectrónica puesto que el crecimiento de SiOx solamente inicia cuando la solución se pone en contacto con una superficie de silicio limpia. Para aplicaciones de celda solar, esto podría ser utilizado sobre la parte posterior de la celda puesto que el lado frontal requiere que la cuadrícula frontal actúe como una máscara para la formación del emisor selectivo.

En una tecnología de fabricación de celdas solares de silicio cristalino n+/p RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) estándar, discutida en la presente, el PSG es retirado y los contactos serigrafiados estándar son depositados y activados. Por último, la solución de crecimiento de RTWCG es aplicada a la celdas descubiertas para crecer una película de SiOx fina sobre todas las superficies no metalizadas mientras que al mismo tiempo grabar al ácido atrás un cierto espesor de la capa difundida desde esas superficies. Así son creados un ARC y SE sobre el frente de la celda, y algo de la unión desde los bordes es retirada. Desafortunadamente, la capa difundida de n+ desde abajo del contacto trasero de Al permanece intacta, causando potencialmente un campo de superficie trasera débil y un grado alto de recombinación.

En una modalidad de conformidad con una o más modalidades, después de que el PSG es retirado, el lado posterior es flotado sobre la solución RTWCG o la solución es aplicada exclusivamente al lado posterior a través de cualquier otro método apropiado. Independientemente del sistema de distribución, la solución RTWCG no debe reaccionar con el lado frontal puesto que la formación de un SE de buena calidad depende de la presencia de líneas de cuadrícula frontal las cuales actúan como una máscara. La solución RTWCG así reacciona con el lado trasero y bordes de oblea y retira la mayor parte de unión n+ de estas superficies mientras crece una capa de película de SiOx de pasivación sobre las superficies. Después de que los contactos frontales y traseros son depositados y activados, el frente de las celdas son flotadas sobre la solución de RTWCG, o la solución RTWCG es aplicada al frente de la celda a través de cualquier otro método, para crear el SiOx ARC y SE, con disminución adicional de cualquier unión aún presente sobre los bordes de la celda. El tiempo de sinterizado de metalización posterior y la temperatura deben elegirse de tal manera que el área de la película de Al completa penetra a través de la capa de pasivación de SiOx del lado trasero para producir un contacto trasero óhmico bueno y un campo de superficie trasera fuerte.

Es conocido en la técnica que una solución basada en HF de paso único sola no retira completamente el PSG. Los fabricantes de celda pueden usar una secuencia química en húmedo de dos o tres pasos para lograr una superficie de silicio limpia. Para la fabricación de la celda solar de silicio basada en RTWCG SiOx estándar discutida arriba, el hecho de que algo de PSG permanece en la superficie frontal no es un problema crítico puesto que la superficie es limpiada in situ por la solución RTWCG simultáneamente con la capa de pasivación de SiOx ARC y formación de SE. Sin embargo el lado trasero de la celda requiere una superficie libre de PSG bajo la metalización de Al, y preferiblemente una capa de RTWCG SiOx de película fina conteniendo un dopante tipo-p, para pasivación de superficie trasera, lo cual podría formar una capa de p+ fina durante sinterización de contacto.

En una modalidad preferida de conformidad con una o más modalidades, una formulación de RTWCG ligeramente modificado puede ser usada para producir una película pasivando SiOx:B que contiene boro sobre la parte posterior de la celda. Una modalidad de conformidad con una o más modalidades utiliza 1 a 5 partes volumétricas de una solución acuosa saturada con Boro incorporada a 5 a 10 partes volumétricas de formulaciones de RTWCG rápidas discutidas en la presente. La fuente de boro puede incluir pero no está limitada a ACS o H3B04, B203, y Bl3.de mejor pureza. En un ejemplo preferido de modalidad 0.5g-2g de cualquiera B203 o Bl3 son disueltos directamente en 1 L de cualquiera de las soluciones de crecimiento rápido en el Ejemplo 1.

EJEMPLO 10-1 En un ejemplo de modalidad, pequeños puntos de metalización que contienen boro son creados sobre la superficie posterior. La solución de RTWCG SiOx:B de crecimiento rápido entonces es aplicada para crecer sobre la superficie posterior de una película fina de pasivación de SiOx:B que contiene boro. Simultáneamente al crecimiento de la película fina, la solución RTWCG SiOx:B retira cualquier PSG restante así como la mayor parte de la unión n+ de la superficie posterior y los bordes de la oblea. Las líneas de cuadrícula frontal son despositadas después y son sinterizadas junto con los puntos de superficie trasera a una temperatura alta (800°C-920°C) lo cual crea buen contacto óhmico con las superficies subyacentes y la formación de una unión p+ poco profunda sobre la superficie no metalizada posterior. Después, las celdas son flotadas del lado frontal hacia abajo sobre una solución de RTWCG rápida, tal como en el Ejemplo 1. Esto crea sobre las porciones no metalizadas del lado frontal de la celda la película de pasivación de SiOx de revestimiento AR y calidad buena de SE. Finalmente, un contacto trasero de Al es creado sobre el lado posterior completo, así como las barras de bus basadas en Ag y sinterizadas a una temperatura baja de aproximadamente 400°C.

EJEMPLO 10-2 En un segundo ejemplo de modalidad, después de una remoción de PSG estándar, la capa de pasivación de RTWCG SiOx:B es crecida usando las formulaciones de la solución como para arriba. En este paso único la solución simultáneamente limpia cualquier PSG restante, graba al ácido atrás la capa de difusión n+ desde la superficie trasera total y los bordes y crece la capa de pasivación de SiOx:B. Puntos de Me:B entonces son depositados sobre las líneas de cuadrícula basadas en Ag sobre el frente y posteriores. Después la celda experimenta temperatura de sinterizado alta (800°C-920°C) para crear contactos óhmicos mientras crea una capa p+ poco profunda sobre la superficie posterior de la celda cubierta por la película fina de SiOx:B. Después, la capa de pasivación de RTWCG SiOx ARC/SE es creada sobre el frente de la celda lo cual además contribuye a aislamiento de borde. Finalmente, el lado posterior completo es serigrafiado con Al, las barras de bus son depositadas, y sinterizadas a una temperatura debajo de (~400°C).

Se entenderá por cualquier experto en la técnica de fabricación de celdas solares que la descripción anterior de las estructuras de celda solar de silicio cristalino de n+/p RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) de eficiencia mejorada, puede ser aplicada con la modificación adecuada de la estructura de contacto trasero y el uso de cualquier película de SiOx n-dopada, es decir SiOx:P para fabricar estructuras de celda solar de silicio cristalino p+/n RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) de eficiencia mejorada. La eficiencia mejorada de ambas estructuras de celda solar de silicio cristalino de n+/p o p+/n RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) son debido al uso del proceso RTWCG para retirar la capa difundida desde, pasivar la superficie frontal y trasera de la celda solar, produciendo una campo de superficie frontal fuerte, y mejorando la fuerza del campo de superficie trasera, mientras que al mismo tiempo produce un buen aislamiento de borde.

EJEMPLO 11 Celdas solares bifaciales de n+pp+ o p+nn+ c-Si. mc-S¡. o poli-Si RTWCG SiOx ARC/SE/TO pasivada posterior v emisor El proceso RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) puede en principio ser aplicado a la mayor parte de los diseños de celda solar de eficiencia alta de eficiencia alta del estado de la técnica que usan frecuentemente sustratos de c-Si de zona flotante (FZ) de vida útil alta caros. Sin embargo, las características de mejora de eficiencia económica inherentes de la tecnología de RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) puede crear celdas solares de silicio bifaciales cristalinas de eficiencia relativamente alta sobre los sustratos de c-Si de Chockralski (Cz) grado solar menos caros, sustratos de mc-Si grado más bajo, o sustratos de poli-Si de cinta.

La vista en sección transversal en la Figura 2 es un buen ejemplo de modalidad para celdas solares bifaciales de RTWCG, de bajo costo, de eficiencia alta. Los pasos de la tecnología de fabricación de celda solar de n+pp+ o p+nn+ c-Si o mc-Si RTWCG SiOx ARC/SE/(TO) bifacial simple, altamente eficiente y de costo bajo comprenden: i. cualquier secuencia de agentes grabadores diluidos, tales como el MoPiranha y MoRCA descritos en la presente, que preservan la superficie de oblea lisa mientras retira el daño visto en la superficie desde las obleas de tipo-p o tipo-n de c-Si o mc-Si iniciando ligeramente dopadas; ii. usar fuentes de difusión líquida diluida, y procedimientos que protegen los bordes contra difusión n++ y p++, para producir cualesquier estructuras difundidas de n++pp++ o p++nn++, preferiblemente en el horno de cinturón, formando capas dopadas fuertemente n++ y p++ simultáneamente sobre ambos lados de la oblea; iii. remoción de vidrio de difusión con una solución de grabado al ácido de HF(aq) diluido; iv. serigrafiar las líneas de cuadrícula frontales y traseras usando pastas para impresión mediante serigrafía del estado de la técnica; v. co-activar la metalización frontal y trasera en un horno de cinturón a temperaturas y tiempos los cuales son conocidos en la técnica que producen resistencia de contacto baja; vi. simultáneamente crecer la película de RTWCG SiOx sobre ambos lados de la oblea difundida, lo cual crea un ARC de reflectancia baja mientras graba al ácido atrás un cierto espesor de las porciones no metalizadas de las capas difundidas fuertemente de n++ y p++ y graba al ácido fuera la capa difundida no deseada actual sobre los bordes de la oblea eliminando así la necesidad de un paso de proceso de aislamiento de borde convencional; vii. Texturizar la superficie de SiOx que es creada como el subproducto de una solución de crecimiento de SiOx rápida en el paso vi, o es creada en un paso separado que utiliza una solución de HF(aq) diluida.

Usando el diseño de celdas solares bifaciales de RTWCG SiOx ARC/SE TO n++pp++ o p++nn++, ganancias de energía absoluta grandes pueden ser logradas a un costo que es comparable a los diseños de celda solar mono-faciales convencionales. Esto es así, puesto que: i. la temperatura de difusión más alta y el tiempo de difusión más corto producen campos de superficie frontal y trasera fuertes; ii. la superficie frontal lisa con una superficie trasera pulida en principio produce un factor de idealidad que es más cercano a la unidad que para diseños de celda los cuales usan superficies de emisor texturizadas; iii. la concentración superficial bajo la metalización es lo suficientemente alta para asegurar una resistencia de contacto baja; iv. el emisor más profundo evita la metalización desde la unión de corto circuito durante el paso de activación; v. la superficie de emisor lisa con un diseño de celda de SiOx ARC textunzada minimiza pérdidas de sombra de cuadrícula permitiendo que las líneas de cuadrícula sean separadas aparte puesto que las pérdidas de energía resistiva lateral grandes, creadas por las superficies de emisor texturizado de diseños de celda convencionales, están ausentes; vi. las superficies frontal ligeramente dopada y trasera no metalizada, y pasivación de superficie buena, minimiza pérdidas de recombinación; vii. las películas de RTWCG SiOx/ARC/TO pueden disminuir el AM1.5 AWR desde 35% hasta tan bajo como 3%; viii. la absorción del espectro visible en las películas de SiOx es notablemente menor que en ARC convencionales, especialmente cuando se compara con ese de diseños de ARC de capa doble o triple de transparencia baja.

Como es bien conocido en la técnica, una pasivación buena de las superficies de p+ Si es una de las cuestiones centrales a ser tratadas para celdas solares de p+/n Si que usan un emisor difundido de boro, y diseños de celdas solares bifaciales n++pp++ o p++nn++. Esto es debido a que varios experimentos de pasivación han mostrado que capas de pasivación finas de SiNx no solamente no pasivan las superficies de silicio p+ así como las superficies de silicio n+ , sino que en superficies de silicio altamente dopadas-p SiNx aún muestra un comportamiento de despasivación ligero. RTWCG SiOx por otro lado ha mostrado buenas propiedades de pasivación en ambas superficies de silicio p+ y n+.

EJEMPLO 12 Emisor y RTWCG SiOx posterior pasivado y celdas solares n+pp+ o p+nn+ c-Si. mc-Si o poli-Si RTWCG SiOx ARC/SE/TO de metalización de superficie trasera localizada El llamado emisor pasivado con diseño de celda difundida (PERL) localmente posterior es bien conocido en la técnica. Éste ha producido celdas con eficiencia récord alta aproximándose al 25%bajo el espectro AM1.5 estándar. Para pasivar el emisor de estas celdas PERL de eficiencia alta, una película fina de S1O2 térmico es usada para disminuir la recombinación de portador en la superficie. La superficie posterior de la celda está difundida localmente solamente en los contactos de metal para minimizar la recombinación en la parte posterior mientras mantiene buen contacto eléctrico.

El uso de una superficie trasera difundida para mejorar el campo de superficie trasera (BSF) es bien conocido en la técnica. Como un procedimiento estándar, estructuras difundidas de n+pp+ han sido usadas dopadas de fósforo para formar la capa de emisor n+ y dopada con boro para formar el BSF. Este enfoque ofrece ventajas sobre las estructuras de celda n+/p convencionales produciendo celdas de eficiencia potencialmente más alta sobre obleas más finas con menos arco.

La tecnología de RTWCG SiOx ARC/SE TO puede crear estructuras de celda solar n+pp+ o p+nn+ c-Si o mc-Si pasivadas de SiOx posterior y emisor tales como en la Figura 36. Usando perfiles de difusión de doblez y cola de unión profunda y metalización de contacto aleada y serigrafiada estándar esto produce características de mejora de eficiencia que incluyen: (i) reflectancia baja y absorción en el espectro de luz AM1.5 útil, (ii) pasivación de superficie frontal y trasera, y (iii) campos de superficie frontal y trasera fuertes.

Dentro del alcance de conformidad con una o más modalidades está un método para minimizar recombinación sobre la parte trasera de la celda mientras crea un contacto trasero bueno. En este esquema, SiOx es usado para aislar la capa trasera de metalización en cualquier lado excepto para donde puntos pequeños de la capa trasera libre de Si-Ox están presentes. Estos puntos de capa trasera difundida p+ (n+) fuertemente dopada tendrán una concentración de superficie dopante alrededor de dos órdenes de magnitud más alta que esa de la capa trasera cubierta con SiOx.

Para producir las estructuras de celda en la Figura 35, las líneas de cuadrícula frontal deben ser serigrafiadas sobre las capas difundidas n+ (o p+) del Ejemplo 1 1. Después un paso de fotolitografía puede usarse para definir áreas con puntos pequeños sobre la superficie trasera. Una película fina de RTWCG SiOx entonces puede ser crecida simultáneamente sobre la superficie no metalizada frontal y las superficies traseras libres-fotoresistencia.

Durante el crecimiento de SiOx, un cierto espesor es grabado al ácido atrás desde la superficie frontal no metalizada del emisor, y desde la superficie libre-fotoresistencia trasera. Después de retirar lo fotoresistente de la superficie trasera, impresión mediante serigrafía creará el contacto trasero lo cual hará contacto solamente directamente con las áreas fuertemente dopadas, anteriormente enmascaradas por fotoresistencia. La superficie trasera de silicio restante tendrá una concentración de dopado menor, buena pasivación, y será aislado de la metalización por una capa de película de SiOx.

Alternativamente, las líneas de cuadrícula frontales son creadas y sobre la superficie trasera pequeños puntos de metalización posterior son serigrafiados. Después de co-activar la metalización frontal y trasera, la película de RTWCG SiOx es crecida simultáneamente sobre el frente y atrás de las superficies no metalizadas. Finalmente, metalización posterior de área completa es serigrafiada sobre el óxido de SiOx y puntos serigrafiados anteriormente y activados a una temperatura <500°C, baja. Puesto que la metalización no está cubierta por la película de SiOx, la metalización de contacto trasero de área completa hace buen contacto óhmico con los puntos metalizados anteriormente los cuales se asientan en la parte superior de la superficie fuertemente difundida de p++ (n++) Si. El resto de la superficie de Si es separado de la metalización de contacto trasero de área completa mediante la película de SiOx texturizada (TO) que tiene buena pasivación.

Ya que las celdas solares de silicio cristalino de eficiencia alta son fabricadas sobre obleas las cuales son progresivamente más finas las celdas serán más transparentes a la porción roja del espectro, lo cual disminuye la eficiencia. Utilizar la metalización de superficie trasera texturizada, como se describe en la Figura 36, la trayectoria de la luz reflejada es mayor la cual incrementa la respuesta de rojo de la celda.

EJEMPLO 13 Revestimientos conductores transparentes de RTWCG SiOM de costo bajo para celdas solares de película fina de a-Si de eficiencia mejorada de bajo costo Óxidos conductores transparentes (TCO), son bien conocidos en la técnica, y juegan un rol esencial en celdas solares de película fina de a-Si y otras. Otras aplicaciones incluyen despliegues de panel plano, y muchas otras aplicaciones electrónicas (optoelectrónica). Las películas de TCO convencionales incluyen ln2O3:Sn (ITO), SnO2:F (FTO), SnO2:Sb (ATO), y polímeros conductores. Para celdas solares de a-Si, de eficiencia alta, de bajo costo y otras aplicaciones · electrónicas y optoelectrónicas, películas convencionales de TCO no son compatibles completamente debido a: i. temperatura de deposición relativamente alta; ii. transparencia relativamente baja; iii. reflectancia relativa alta; iv. densidad de defecto alta en la interfaz TCO/a-Si; v. una resistencia de contacto relativa alta con la capa de a-Si subyacente; vi. costo relativo alto.

Varios nitruros metálicos que incluyen pero no están restringidos a nitruros basados en Bi, Ti, Co, y Cu cuando se usan como componentes de las soluciones RTWCG, como los mostrados en la presente, crean películas de SiOx con un contenido de Si-O-M más alto Algunas de las películas de Si-O-M tales como Si-O-Cu y Si-O-Bi fueron producidos y mediciones han mostrado que éstos son conductores. Resultados preliminares muestran que películas de RTWCG SiOM, de velocidad de crecimiento alta, de bajo costo, donde M es un componente metálico que incluye pero no está limitado a Cu o Bi, podría ofrecer una buena alternativa de reemplazo para películas de TCO del estado de la técnica para celdas solares de película fina, y varias otras aplicaciones.

Las ventajas principales del RTWCG SiOM sobre películas de TCO del estado de la técnica son: i. el proceso a temperatura ambiente permite que sustratos sensibles a la temperatura sean utilizados; ii. pasivación de superficie de a-Si superior de SiOM se deriva de una retícula mejorada que corresponde con la capa de a-Si subyacente; iii. SiOM TCO son más transparentes a sobre 95% de transparencia en el espectro visible; iv. el índice de refracción graduado SiOM y el índice refractivo mejor correspondiendo a la capa de s-Si subyacente resulta en un AM1.5 AWR que está bajo el 10%, v. la conductividad eléctrica de las películas de SiOM puede ser adaptada a aplicaciones específicas como es evidenciado por varias películas de SiOCu y SiOBi SiOM, crecidas en menos de 1 minuto sobre sustratos de silicio c-Si, cuya resistividad fue adaptada desde 1 E-03Q-cm to 1E-01 ü-cm; vi. atrapamiento de luz se logra fácilmente puesto que la superficie de RTWCG SiOM puede ser texturizada fácilmente; vii. más estable a los factores ambientales tales como radiación UV, variación de la temperatura, y humedad; viii. los sistemas de producción en línea de SiOM TCO son simples y de costo bajo.

La sección transversal de una estructura de celda de a-Si RTWCG SiOM TCO/ARC/SE preferida usa un diseño estándar n/i/p, excepto que: i. una capa frontal n+ sacrificatoria es preferida para minimizar la resistencia de contacto frontal basada en cobre o plata de la celda de a-Si de bajo costo, plástico/metalización de cuadrícula frontal serigrafiada/n+/n/i/p/AI/plástico preferida; ii. mientras que la capa n+ solamente hace contacto con la cuadrícula frontal serigrafiada, y es grabada al ácido de atrás desde las porciones de la superficie de celda frontal no metalizada para formar un SE de calidad buena; iii. junto con el SE, las otras características de mejora de eficiencia inherente son transparencia alta, reflectancia menor, eficiencia de colección incrementada, y un factor de relleno más bien alto incrementan lo que marcadamente mejora la eficiencia de las celdas solares de película fina de RTWCG SiOM a-Si; iv. estabilidad ambiental más alta comparada con las celdas de a-Si, conocidas en la técnica, estándar a partir de la misma clase de diseño básico.

Ejemplo 14 RTWCG SiOX sobre sustratos de GaAs Hasta un grado grande, el esfuerzo de investigación fue enfocado sobre películas de SiOx creciendo sobre sustratos de Si y la caracterización de las películas resultantes. Sin embargo, el proceso RTWCG también fue utilizado para crear varios revestimientos dieléctricos de película fina sobre los sustratos no-Si incluyendo películas finas de GaAs, GaP, AlGaAs, y CulnSe2.

Por ejemplo, revestimientos de RTWCG muy uniformes han sido crecidos sobre sustratos de GaAs tipo n y tipo p en varios sistemas químicos. PE mostrar el potencial de estos revestimientos como-crecidos sobre los sustratos de GaAs, en la presente presentamos datos (PLI) preliminares de intensidad de fotoluminiscencia de temperatura ambiente adquiridos en NASA GRC sobre muchas de varias muestras de n-GaAs. Los datos PLI de los sustratos no revestidos fueron comparados con los datos PLI de los mismos sustratos después de que los revestimientos de RTWCG fueron crecidos; las intensidades pico del espectro PL se muestran en la Figura 37.

Los revestimientos fueron crecidos en cinco sistemas químicos diferentes, diseñados para las películas finas de RTWCG SiOx sobre silicio. Por consistencia, el tiempo de crecimiento, el cual estuvo entre 2 y 4 minutos, fue ajustado para crecer similar, ~100 nm, espesores de óxido en cada una de las cinco muestras. Los datos para dos de los revestimientos, 1 15-99-2 y 1 16-99-5, muestran que el PLI incrementa notablemente comparado con las superficies no revestidas. Estos datos experimentales muestran que el óxido a temperatura ambiente puede ser crecido sin dañar la superficie de GaAs. Los revestimientos 1 15-99-2 y 1 16-99-5 mostraron pasivación de superficie electrónica prometedora de la superficie de GaAs. Los dos revestimientos pueden ser apropiados para un servidor de aplicaciones incluyendo pasivación/primera capa ARC para celdas solares de espacio, así como muchas otras aplicaciones electrónicas y microelectrónicas tales como óxido de puerta para dispositivos CMOS basados en GaAs integrados.

Como se mencionó anteriormente, el RTWCG de revestimientos dieléctricos sobre GaAs no han sido estudiados tan intensamente como el RTWCG de películas de SiOx sobre sustratos de silicio. Nuestro trabajo preliminar ha usado principalmente sustratos de GaAs de 5.08 centímetros (2 pulgadas) antiguos, y algunas celdas solares de GaAs de área pequeña Adicionalmente, las formulaciones de sistemas químicos RTWCG par dieléctricos de película fina basada en Ga-As-0 (véase la Figura 36), fueron los mismo usados para crecer películas finas de RTWCG SiOx sobre sustratos de silicato. Más recientemente sin embargo, varios aditivos específicos de GaAs han sido descubiertos incluyendo, pero no limitado a varios precursores de As y Ga tales como AS2O3, AS2O5, AsC , y Ga203. Las soluciones de crecimiento de RTWCG-for-GaAs del estado de la técnica incrementaron la uniformidad, la velocidad de crecimiento, y la adherencia de las películas resultantes. Es notable que cuando los aditivos basados en As fueron usados, no solamente las velocidades de crecimiento del óxido de Ga-As-0 enriquecido con As incrementaron hasta 120 nm/min, sino que la estabilidad térmica de la película incrementó significativamente. Cambio no observable en el espesor ocurrió cuando las muestras de GaAs revestidas con óxido RTWCG fueron calentadas hasta 500°C.

En una modalidad preferida de conformidad con una o más modalidades, para aplicaciones de celda solar, una solución de crecimiento de bajo costo es hecha de 2-5g de As disuelto en 10% HF(aq). Dentro de un minuto, una película altamente uniforme puede ser crecida con buena capacidad de pasivación de n+-GaAs, como es sugerido por el incremento de 42mV en el Voc de un área pequeña de celda de homounión de n+/p GaAs de área pequeña que también tiene que proporcionar un incremento Pmax de tanto como 62.5% después de revestimiento.

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Claims (72)

NOVEDAD DE LA INVENCIÓN REIVINDICACIONES

1 - Una composición para crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente de una capa basada en óxido sobre un sustrato, comprendiendo: un flúor que contiene solución acuosa ácida; y un sistema de reducción-oxidación inorgánico conteniendo uno o más elementos seleccionados a partir del grupo que consiste de Ti, Co, V, Cr, Ni, Sr, Cu, Ce, Y, Zr, Nb, Ru, Rh, Fe, Ba, Pb, Pd, I, Br, Al, Sb, Be, Bi, Hf, Ta, W, La, Ir, Os, As, Sn, Ag y Mg; y en donde la composición está sustancialmente libre de silicio.

2. - Una composición para crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente de una capa basada en óxido sobre un sustrato, comprendiendo: un flúor que contiene solución acuosa ácida, y un sistema de reducción-oxidación inorgánico que contiene uno o más elementos seleccionados del grupo que consiste de I, Br, Al, Sb, Be, Bi, Hf, Ta, W, La, Ag, Ir, Os, As, Sn y Mg.

3. - La composición de conformidad con la reivindicación 2, caracterizada además porque la composición comprende adicionalmente una fuente de silicio.

4. - La composición de conformidad con la reivindicación 3, caracterizada además porque la fuente de silicio se selecciona del grupo que consiste de sílice coloidal saturado con Si02, H2SiF6 y silicatos de metal.

5. - La composición de conformidad con la reivindicación 1-4, caracterizada además porque la fuente de flúor se selecciona del grupo que consiste de H2SiF6, NH4F, HF, H2TiF6, BaF, BF4, NaF y otros compuestos de flúor metales y no metales.

6. - La composición de conformidad con las reivindicaciones 1-5, caracterizada además porque adicionalmente comprende un catalizador seleccionado de los elementos del sistema de reducción-oxidación inorgánico que promueve una reacción redox del sistema reducción-oxidación.

7.- La composición de conformidad con la reivindicación 6, caracterizada además porque el catalizador se selecciona del grupo que consiste de Pd(02C3F3)2, H2TiF6, TiCI4 y (NH4)2TiF6.

8. - La composición de conformidad con las reivindicaciones 1-7, caracterizada además porque la composición se crea disolviendo en un componente ácido acuoso que contiene flúor uno o más compuestos que contienen un elemento del sistema reducción-oxidación.

9. - La composición de conformidad con la reivindicación 8, caracterizada además porque el compuesto se selecciona del grupo que consiste de l2Os y Pb02.

10.- La composición de conformidad con la reivindicación 8, caracterizada además porque el compuesto se selecciona del grupo que consiste de l205, V205 Pb02, Co304, NbO, Nb02, Nb205, K3FeCn6, FeO, Fe304, y Fe203.

11. - La composición de conformidad con las reivindicaciones 1-10, caracterizada además porque adicionalmente comprende Co(OH)2.

12. - La composición de conformidad con la reivindicación 1 , caracterizada además porque la solución acuosa comprende H2TÍF6 o HF y el sistema de reducción-oxidación comprende K3Fe(CN)6, en donde la composición no contiene componentes orgánicos o una fuente de silicio.

13. - La composición de conformidad con la reivindicación 1 , caracterizada además porque la solución acuosa comprende H2TÍF6 o HF y el sistema de reducción-oxidación comprende V2O5, en donde la composición no contiene componentes orgánicos o una fuente de silicio.

14. - La composición de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada además porque la solución acuosa comprende HF y el sistema de reducción-oxidación comprende PbÜ2.

15. - La composición de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada además porque la solución acuosa comprende HF y el sistema de reducción-oxidación comprende I2O5.

16. - La composición de conformidad con la reivindicación 1 , caracterizada además porque la solución acuosa comprende HF y el sistema de reducción-oxidación comprende C03O4.

17.- La composición de conformidad con las reivindicaciones 1- 16, caracterizada además porque adicionalmente compuestos metálicos, en donde bajo exposición a un sustrato de silicio, la composición forma películas conductoras basadas en óxido de silicio sobre los sustratos.

18. - La composición de conformidad con la reivindicación 17, caracterizada además porque los compuestos metálicos son nitruros metálicos cloruros metálicos, y fluoruros metálicos.

19. - La composición de conformidad con la reivindicación 18, caracterizada además porque los nitruros metálicos se selecciona del grupo que consiste de nitruros basados en Bi, Ti, Co, Cu, Se, y Ce y los cloruros metálicos y fluoruros se seleccionan del grupo que consiste de cloruros y fluoruros basados en Bi, Ti, Co, V, Ce, Al, La, y Mg.

20. - Un método para preparar una capa semiconductora dopada, comprendiendo: proporcionar un sustrato semiconductor que tiene una capa dopada; y exponer la capa dopada a una solución de crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente para grabar al ácido simultáneamente la capa dopada y crecer una capa de óxido desde la capa dopada, en donde el balance de grabado al ácido y crecimiento se selecciona para proporcionar una capa de óxido que tiene propiedades previamente seleccionadas.

21. - Un método para preparar un revestimiento a ntiref lectivo sobre una capa semiconductora dopada, comprendiendo: proporcionar un sustrato semiconductor que tiene una capa dopada; y exponer por lo menos la capa dopada a una solución de crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente para grabar al ácido simultáneamente la capa dopada y crecer una capa de óxido a partir de la capa dopada que tienen un gradiente de composición que proporciona un índice de refracción variando desde aproximadamente 1.4 hasta aproximadamente 3.5 balance de grabado al ácido y crecimiento es seleccionado para proporcionar una capa de óxido que tiene propiedades previamente seleccionadas

22. -El método de conformidad con la reivindicación 20 y 21 , caracterizado además porque la composición para crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente de una capa basada en óxido de silicio sobre un sustrato comprende una solución acuosa ácida que contiene flúor; y un sistema de reducción-oxidación inorgánico que contiene uno o más elementos seleccionados del grupo que consiste de Ti, Co, V, Cr, Ni, Sr, Cu, Ce, Y, Zr, Nb, Ru, Rh, Fe, Ba, Pb, Pd, I, Br, Al, Sb, Be, Bi, Hf, Ta, , La, Ir, Os, As, Sn, Ag y Mg.

23. - El método de conformidad con la reivindicación 20-22, caracterizado además porque sustancialmente toda la capa dopada se consume en preparar la capa de óxido.

24. - El método de conformidad con la reivindicación 20-22, caracterizado además porque una porción del espesor de la capa dopada se consume en preparar la capa de óxido.

25. - El método de conformidad con la reivindicación 24, caracterizado además porque la capa dopada está sobre una cara única del sustrato.

26.- El método de conformidad con la reivindicación 24, caracterizado además porque la capa dopada está sobre ambas caras del sustrato.

27.- El método de conformidad con la reivindicación 25 ó 26, caracterizado además porque la capa dopada está sobre los bordes laterales del sustrato.

28. - El método de conformidad con la reivindicación 20-27, caracterizado además porque adicionalmente comprende enmascarar una porción de la capa dopada antes de exposición a la solución de crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente.

29. - El método de conformidad con la reivindicación 28, caracterizado además porque la máscara es una resistente o de metalización.

30. - El método de conformidad con la reivindicación 20, caracterizado además porque la propiedad preseleccionada se selecciona del grupo que consiste de textura superficial, índice de refracción, espesor de la capa de óxido, coeficiente de extinción, consumo de capa dopada, constante dieléctrica, resistividad, y composición química.

31. - El método de conformidad con la reivindicación 20-29, caracterizado además porque la concentración neta de portador mayoritario en la superficie de capa dopada se reduce y la resistencia de hoja de prueba de cuatro puntos de la capa dopada se incrementa después de exposición relativa a la capa inicial.

32. - El método de conformidad con la reivindicación 20-31 , caracterizado además porque el sustrato comprende silicio y la capa de óxido comprende SiOx.

33. - El método de conformidad con la reivindicación 32, caracterizado además porque la capa de óxido tiene un gradiente de composición desde una composición enriquecida en oxígeno en la cara de la capa de óxido hasta una composición deficiente de óxido en el lado trasero de la capa de óxido.

34. - El método de conformidad con la reivindicación 32, caracterizado además porque la capa de óxido forma una capa de pasivación.

35. - El método de conformidad con la reivindicación 32, caracterizado además porque la capa de óxido esta reducida en impurezas de dopante con relación a la capa dopada después de exposición a la solución de crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente.

36.- El método de conformidad con la reivindicación 33, caracterizado además porque la superficie está comprendida de por lo menos 50% oxígeno en la cara de la capa y sustancialmente sin oxígeno en la interfaz óxido semiconductor.

37. - El método de conformidad con la reivindicación 20-36, caracterizado además porque comprende adicionalmente exponer el sustrato a una solución de crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente que comprende un metal aditivo, en donde es crecida una película de óxido conductora.

38. - El método de conformidad con la reivindicación 37, caracterizado además porque los aditivos de metal incluyen nitruros metálicos seleccionados del grupo que consiste de nitruros basados en Bi, Ti, Co, Cu, Se, y Ce y cloruros metálicos y fluoruros seleccionados del grupo que consiste de cloruros basados en Bi, Ti, Co, V, Ce, Al, La, y Mg y fluoruros.

39. - El método de conformidad con la reivindicación 37, caracterizado además porque el aditivo incluye una fuente de boro seleccionada del grupo que consiste de H3BO4, B2O3, BI3 o B2O3.

40. - Un método para procesar un dispositivo electrónico, comprendiendo: proporcionar un sustrato de silicio que tiene una capa de emisor; y exponiendo por lo menos la capa de emisor a una solución de crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente para simultáneamente grabar al ácido la capa de emisor y crecer una capa de SiOx desde la capa de emisor en donde por lo menos una porción de la capa de emisor es retirada.

41. - El método de conformidad con la reivindicación 40, caracterizado además porque la capa de emisor está sobre la cara frontal del dispositivo.

42. - El método de conformidad con la reivindicación 40, caracterizado además porque la capa de emisor está sobre la cara trasera del dispositivo.

43. - El método de conformidad con la reivindicación 40, caracterizado además porque la capa de emisor rodea sustancialmente el sustrato.

44.- El método de conformidad con la reivindicación 43, caracterizado además porque la capa de emisor es retirada de los bordes laterales del sustrato para crear un aislamiento de unión.

45.- El método de conformidad con la reivindicación 43, caracterizado además porque la capa de emisor es retirada de uno de la cara frontal o posterior del dispositivo.

46. - El método de conformidad con la reivindicación 43, caracterizado además porque el emisor es retirado parcialmente para proporcionar una capa de SiOx sobre una de emisor adelgazada.

47. - El método de conformidad con la reivindicación 46, caracterizado además porque la capa de SiOx está ubicada sobre la cara incidente del dispositivo y funciona como un revestimiento de antireflexión.

48. - El método de conformidad con la reivindicación 46, caracterizado además porque la capa de SiOx está ubicada en el lado trasero del dispositivo y funciona como un revestimiento reflectivo.

49. - El método de conformidad con la reivindicación 46, caracterizado además porque comprende adicionalmente: aplicar una máscara sobre la capa de emisor antes de exponer la capa de emisor a la solución de crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente.

50. - El método de conformidad con la reivindicación 49, caracterizado además porque la máscara es un contacto de metalización o resistente.

51. - El método de conformidad con la reivindicación 40, caracterizado además porque el método se usa para lograr uno o más de crear un emisor selectivo, crear un revestimiento de antireflexión, crear una película de pasivación, crear un revestimiento de antireflexión texturizado, retirar el emisor, crear un óxido conductor transparente, crear una película fina basada en óxido, crear una capa sacrificatoria, adelgazar el emisor, limpiar las superficies del dispositivo electrónico, retirar una capa de revestimiento de vidrio de fosfosilicato, y pasivar las superficies no metalizadas de las celdas solares de Si de MultiUnión Vertical (VMJ).

52.- Un método para procesar un sustrato que tiene capa de emisor, comprendiendo: proporcionar un sustrato de silicio que tiene un emisor rodeando sustancialmente el sustrato, exponiendo los bordes laterales y una cara del sustrato en un paso único para una solución de crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente para simultáneamente grabar al ácido lejos la capa de emisor y crecer una capa de SiOx desde la capa de emisor, para obtener un dispositivo que tiene una cara de emisor intacta, una capa de aislamiento de unión y una cara pasivada.

53. - El método de conformidad con la reivindicación 52, caracterizado además porque flota o suspende el sustrato en la solución de RTCWG.

54. - El método de conformidad con la reivindicación 52, caracterizado además porque cualquier vidrio de sílice residual sobre el emisor también es retirado.

55. - Un método para procesar un sustrato que tiene capa de emisor, comprendiendo: proporcionar un sustrato que tiene una capa de emisor, exponer la capa de emisor en un paso único a una solución de crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente para simultáneamente grabar al ácido por lo menos una porción de la capa de emisor y crecer una capa de SiOx desde la capa de emisor, para obtener un dispositivo que tiene una cara de emisor intacta con una capa de antireflexión o ref lectiva dispuesta sobre ésta.

56. - Un método para procesar un sustrato que tiene la capa de emisor, comprendiendo: proporcionar un sustrato que tiene una capa de emisor, exponer la capa de emisor en un paso único a una solución de crecimiento químico en húmedo a temperatura ambiente para simultáneamente grabar al ácido por lo menos una porción de la capa de emisor y crecer una capa de SiOx desde la capa de emisor, para obtener un dispositivo que tiene una cara de emisor intacta con capa de pasivación dispuesta sobre ésta.

57. -. El método de conformidad con las reivindicaciones 20 a 56, caracterizado además porque el grabado al ácido y las condiciones de crecimiento son seleccionadas para proporcionar una superficie de óxido textu rizada.

58. - El método de conformidad con la reivindicación 56, caracterizado además porque la velocidad de crecimiento es mayor que 200 nm/min.

59. - El método de conformidad con las reivindicaciones 20 a 56, caracterizado además porque el grabado al ácido y las condiciones de crecimiento son seleccionadas para proporcionar una superficie de óxido lisa.

60. - El método de conformidad con la reivindicación 59, caracterizado además porque la velocidad de crecimiento es de aproximadamente 50-200 nm/min.

61. - El método de conformidad con la reivindicación 20-60. caracterizado además porque el sustrato se selecciona del grupo que consiste de Si (c-Si) de cristal único, Si (mc-Si) multicristalino, poli-Si, micro-Si (pm-Si), y silicio amorfo (a-Si), silicio de cinta de cualesquier configuraciones cristalinas, semiconductores de compuesto lll-V, l-lll-VI, y ll-VI, GaAs, CulnSe2, y CdTe, sustratos de carbono, sustratos de grafito, fibras de carbono, y nanotubos de carbono.

62. - El método de conformidad con la reivindicación 61 , caracterizado además porque la capa dopada es cualquier arquitectura de oblea incluyendo superficies de silicio lisas, texturizadas, o porosas

63. - El método de conformidad con la reivindicación 32, caracterizado además porque la capa de SiOx es creada sobre sustratos de silicio los cuales contienen un perfil de difusión en el cual la concentración del dopante del sustrato incrementa hasta una cierta profundidad después de la cual disminuye con la profundidad hasta concentraciones que están por debajo de la concentración del dopante de superficie.

64. - El método de conformidad con la reivindicación 63, caracterizado además porque el perfil de difusión proporciona un emisor que tiene una profundidad de unión que está entre 0.5pm and 0.65pm, una concentración de superficie entre 5E+20/cm3 and 8E+20/cm3, y una resistencia de hoja que está entre 20Q/cuadrados y 250/cuadrados.

65 - Un método para procesar una celda solar, que comprende: aplicar la composición de cualquiera de las reivindicaciones 1-20 para celdas solares que contienen contactos frontales y posteriores sobre una capa dopada para grabar al ácido la capa dopada desde la superficies no metalizadas, resultando en la formación de un revestimiento de antireflexión basado en óxido de silicio sobre las superficies no metalizadas de la celda solar, un emisor selectivo, y una remoción de unión desde los bordes.

66. - Un método para procesar una celda solar, comprendiendo aplicar la composición de cualquiera de las reivindicaciones 1-20 a un sustrato de silicio que tiene una capa dopada revestida con vidrio de silicio residual, en donde el vidrio de silicio residual es retirado y la composición reacciona con la cara posterior y los bordes laterales de la oblea de sustrato para retirar la mayor parte de la capa dopada desde estas superficies y crecer una capa de película fina de pasivación sobre la cara posterior y los bordes laterales; después de lo cual los contactos frontal y trasero son depositados sobre las caras frontal y trasera del sustrato y activado; y por último la cara frontal del sustrato reacciona con la composición para crear un revestimiento de antireflexión y emisor selectivo, y disminución adicional de cualquier unión aún presente sobre los bordes del sustrato.

67. - Un método de procesamiento de una celda solar, comprendiendo aplicar la composición de cualquiera de las reivindicaciones 1- 20 a un sustrato de silicio que tiene una capa dopada revestida con vidrio de silicio residual para crecer una película fina de pasivasion que contiene boro sobre la superficie no metalizada y retirar cualquier vidrio de fosfosilicato restante así como la mayor parte de la capa dopada desde la superficie del sustrato así como desde los bordes del sustrato; después de lo cual líneas de cuadrícula frontal son depositadas y son sinterizadas junto con los puntos de la superficie trasera a temperaturas altas variando entre 800°C a 920°C¡ después de lo cual los lados frontales se permiten reaccionar con una solución de composición de cualquiera de las reivindicaciones 1-18 para crear el revestimiento de antireflexión, pasivación y emisor selectivo.

68. - El método de conformidad con la reivindicación 67, caracterizado además porque los puntos de metalización son formados después de que la composición es aplicada a la superficie posterior.

69. - Un método para fabricar celdas solares bifaciales, comprendiendo: proporcionar obleas de mc-Si o c-Si tipo-n o tipo-p iniciales ligeramente dopadas, formar capas fuertemente dopadas de n++ and p++ sobre cualquier lado de la oblea, retirar vidrio de óxido residual, imprimir las líneas de cuadrícula traseras y frontales y exponer el sustrato a una composición de cualquiera de la reivindicación 1-18 para reaccionar con los lados frontal y trasero para crear el revestimiento de antireflexión y emisor selectivo mientras graba al ácido fuera capas indeseadas difundidas presentes en los bordes del sustrato.

70.- Un método para fabricar celdas solares, comprendiendo: exponer un sustrato de silicio que tiene una capa dopada, líneas de cuadrícula frontal y áreas con puntos pequeños sobre la cara posterior creada usando fotolitografía a la composición de cualquiera de las reivindicaciones 1 a 20 para crecer una película fina basada en óxido de silicio simultáneamente sobre la superficie frontal no metalizada y superficie trasera libre-fostoresistente y grabar al ácido atrás las superficies libres-fotoresistente y no metalizada; retirar lo fotoresistente; y formar un contacto trasero que hace contacto directamente con las áreas con puntos de la capa dopada.

71. - Un sistema para crear difusiones sobre los sustratos de silicio que comprende una pared de cámara superior que se asienta sobre una pared de cámara inferior para crear una cámara de difusión que contiene esencialmente elementos de calentamiento, una máscara superior e inferior que sujeta sobre las porciones de borde de un sustrato, y boquillas para rociar una fuente de difusión que pueden ser colocadas sobre la pared de cámara superior o la pared de la cámara inferior o sobre ambas paredes de cámara superior e inferior.

72. - El sistema de conformidad con la reivindicación 70, caracterizado además porque las obleas de silicio son colocadas entre las dos máscaras de cerámica grado semiconductor para proteger los bordes del sustrato de difusión fuerte y la fuente de difusión es depositada al inicio de una rampa de temperatura rápida de hasta (50"100°C/min) para producir capas de difusión n+ y p+ de calidad buena simultáneamente sobre las dos caras opuestas de la oblea de silicio.