SE439079B - SET TO MAKE A PHOTO ELECTRIC DEVICE WITH BASIC HOME MOVEMENT - Google Patents
SET TO MAKE A PHOTO ELECTRIC DEVICE WITH BASIC HOME MOVEMENTInfo
- Publication number
- SE439079B SE439079B SE7909584A SE7909584A SE439079B SE 439079 B SE439079 B SE 439079B SE 7909584 A SE7909584 A SE 7909584A SE 7909584 A SE7909584 A SE 7909584A SE 439079 B SE439079 B SE 439079B
- Authority
- SE
- Sweden
- Prior art keywords
- layer
- gaas
- thickness
- anode
- cell
- Prior art date
Links
- 229910001218 Gallium arsenide Inorganic materials 0.000 claims description 79
- 230000007704 transition Effects 0.000 claims description 43
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims description 42
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 claims description 40
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 claims description 40
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 28
- 239000002800 charge carrier Substances 0.000 claims description 21
- 239000004065 semiconductor Substances 0.000 claims description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 17
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 11
- 238000000151 deposition Methods 0.000 claims description 8
- 239000011521 glass Substances 0.000 claims description 5
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 claims description 4
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 190
- JBRZTFJDHDCESZ-UHFFFAOYSA-N AsGa Chemical compound [As]#[Ga] JBRZTFJDHDCESZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 72
- 239000010931 gold Substances 0.000 description 24
- 239000011135 tin Substances 0.000 description 23
- 229910052732 germanium Inorganic materials 0.000 description 14
- GNPVGFCGXDBREM-UHFFFAOYSA-N germanium atom Chemical compound [Ge] GNPVGFCGXDBREM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 13
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 13
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 12
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 11
- 229910052737 gold Inorganic materials 0.000 description 11
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 10
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 10
- 229920002120 photoresistant polymer Polymers 0.000 description 10
- DNIAPMSPPWPWGF-UHFFFAOYSA-N Propylene glycol Chemical compound CC(O)CO DNIAPMSPPWPWGF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- PCHJSUWPFVWCPO-UHFFFAOYSA-N gold Chemical compound [Au] PCHJSUWPFVWCPO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 9
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 9
- 230000003667 anti-reflective effect Effects 0.000 description 8
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 239000002019 doping agent Substances 0.000 description 7
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 7
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 7
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 239000000969 carrier Substances 0.000 description 6
- 238000005229 chemical vapour deposition Methods 0.000 description 6
- 238000009713 electroplating Methods 0.000 description 6
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 6
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 6
- 235000012431 wafers Nutrition 0.000 description 6
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 5
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 5
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 5
- 230000006798 recombination Effects 0.000 description 5
- 238000005215 recombination Methods 0.000 description 5
- 230000003595 spectral effect Effects 0.000 description 5
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 5
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 4
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 4
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 4
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 4
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 description 4
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 4
- 238000011049 filling Methods 0.000 description 4
- 125000005842 heteroatom Chemical group 0.000 description 4
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 4
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 4
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N silicon dioxide Inorganic materials O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000004544 sputter deposition Methods 0.000 description 4
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- GYHNNYVSQQEPJS-UHFFFAOYSA-N Gallium Chemical compound [Ga] GYHNNYVSQQEPJS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- FEWJPZIEWOKRBE-UHFFFAOYSA-N Tartaric acid Natural products [H+].[H+].[O-]C(=O)C(O)C(O)C([O-])=O FEWJPZIEWOKRBE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 3
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 3
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 3
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 3
- 239000003792 electrolyte Substances 0.000 description 3
- 238000000572 ellipsometry Methods 0.000 description 3
- 229910052733 gallium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910002804 graphite Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000010439 graphite Substances 0.000 description 3
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 3
- BASFCYQUMIYNBI-UHFFFAOYSA-N platinum Chemical compound [Pt] BASFCYQUMIYNBI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 3
- 238000002310 reflectometry Methods 0.000 description 3
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 3
- 235000002906 tartaric acid Nutrition 0.000 description 3
- 239000011975 tartaric acid Substances 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 3
- CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N Acetone Chemical compound CC(C)=O CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910004298 SiO 2 Inorganic materials 0.000 description 2
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- GWEVSGVZZGPLCZ-UHFFFAOYSA-N Titan oxide Chemical compound O=[Ti]=O GWEVSGVZZGPLCZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000006117 anti-reflective coating Substances 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000005566 electron beam evaporation Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 229910001635 magnesium fluoride Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 2
- 230000001590 oxidative effect Effects 0.000 description 2
- 239000011241 protective layer Substances 0.000 description 2
- 238000001228 spectrum Methods 0.000 description 2
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- 238000009489 vacuum treatment Methods 0.000 description 2
- 239000012808 vapor phase Substances 0.000 description 2
- 239000004215 Carbon black (E152) Substances 0.000 description 1
- 229910004613 CdTe Inorganic materials 0.000 description 1
- 101100298295 Drosophila melanogaster flfl gene Proteins 0.000 description 1
- 229910002604 Ga-H Inorganic materials 0.000 description 1
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001295 No alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- BUGBHKTXTAQXES-UHFFFAOYSA-N Selenium Chemical compound [Se] BUGBHKTXTAQXES-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- BQCADISMDOOEFD-UHFFFAOYSA-N Silver Chemical compound [Ag] BQCADISMDOOEFD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 238000007743 anodising Methods 0.000 description 1
- 229910052790 beryllium Inorganic materials 0.000 description 1
- ATBAMAFKBVZNFJ-UHFFFAOYSA-N beryllium atom Chemical compound [Be] ATBAMAFKBVZNFJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000008033 biological extinction Effects 0.000 description 1
- 229910052793 cadmium Inorganic materials 0.000 description 1
- BDOSMKKIYDKNTQ-UHFFFAOYSA-N cadmium atom Chemical compound [Cd] BDOSMKKIYDKNTQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005234 chemical deposition Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 230000005684 electric field Effects 0.000 description 1
- 239000008151 electrolyte solution Substances 0.000 description 1
- 238000004770 highest occupied molecular orbital Methods 0.000 description 1
- 229930195733 hydrocarbon Natural products 0.000 description 1
- 150000002430 hydrocarbons Chemical class 0.000 description 1
- 238000002513 implantation Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 238000010884 ion-beam technique Methods 0.000 description 1
- 238000005499 laser crystallization Methods 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 1
- 238000004943 liquid phase epitaxy Methods 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 1
- ORUIBWPALBXDOA-UHFFFAOYSA-L magnesium fluoride Chemical compound [F-].[F-].[Mg+2] ORUIBWPALBXDOA-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 238000001451 molecular beam epitaxy Methods 0.000 description 1
- 229910021421 monocrystalline silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 125000002524 organometallic group Chemical group 0.000 description 1
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 1
- 229910052697 platinum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 239000011253 protective coating Substances 0.000 description 1
- 238000000746 purification Methods 0.000 description 1
- 239000010453 quartz Substances 0.000 description 1
- 239000000376 reactant Substances 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 229910052711 selenium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011669 selenium Substances 0.000 description 1
- 239000005368 silicate glass Substances 0.000 description 1
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000004332 silver Substances 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 238000000992 sputter etching Methods 0.000 description 1
- 230000001360 synchronised effect Effects 0.000 description 1
- 239000004408 titanium dioxide Substances 0.000 description 1
- 239000012780 transparent material Substances 0.000 description 1
- 238000001771 vacuum deposition Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L31/00—Semiconductor devices sensitive to infrared radiation, light, electromagnetic radiation of shorter wavelength or corpuscular radiation and specially adapted either for the conversion of the energy of such radiation into electrical energy or for the control of electrical energy by such radiation; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof
- H01L31/04—Semiconductor devices sensitive to infrared radiation, light, electromagnetic radiation of shorter wavelength or corpuscular radiation and specially adapted either for the conversion of the energy of such radiation into electrical energy or for the control of electrical energy by such radiation; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof adapted as photovoltaic [PV] conversion devices
- H01L31/06—Semiconductor devices sensitive to infrared radiation, light, electromagnetic radiation of shorter wavelength or corpuscular radiation and specially adapted either for the conversion of the energy of such radiation into electrical energy or for the control of electrical energy by such radiation; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof adapted as photovoltaic [PV] conversion devices characterised by potential barriers
- H01L31/068—Semiconductor devices sensitive to infrared radiation, light, electromagnetic radiation of shorter wavelength or corpuscular radiation and specially adapted either for the conversion of the energy of such radiation into electrical energy or for the control of electrical energy by such radiation; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof adapted as photovoltaic [PV] conversion devices characterised by potential barriers the potential barriers being only of the PN homojunction type, e.g. bulk silicon PN homojunction solar cells or thin film polycrystalline silicon PN homojunction solar cells
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E10/00—Energy generation through renewable energy sources
- Y02E10/50—Photovoltaic [PV] energy
- Y02E10/547—Monocrystalline silicon PV cells
Landscapes
- Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Sustainable Development (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- General Physics & Mathematics (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Computer Hardware Design (AREA)
- Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Photovoltaic Devices (AREA)
Description
l5 20 25 30 35 7909584-0 2 bricka genom epitaxiell avsättning från vätskefasen. Så- dana celler har kallats celler med heteroyta. Eftersom rekombinationshastigheten är mycket lägre vid en Gal_xAlXAs/GaAs-gränsyta än vid en GaAs-yta, har man upp- nått högre omvandlingsverkningsgrader. Sålunda har Hovel och Woodall rapporterat omvandlingsverkningsgrader av upp till 22% för solceller med Gal_xAlxAs/GaAs-heteroyta men endast upp till 14% för GaAs-solceller med homoövergång för AM-l-strålning (Hovel & Woodall, J.M., 12th IEEE Photovoltaic Specialists Conf., l976, Institute of Electri- cal and Electronic Engineers, New York, 1976, p 945). I Aluminium är emellertid så reaktivt i ångfasen, att det är svårt att framställa högkvalitativa Gal_xAlxAs- skikt genom konventionell kemisk ångavsättning, som är en mycket föredragen tillverkningsmetod. På grund härav har det varit nödvändigt att bringa Gal_XAlxAsx-skikt att växa genom metallorganisk kemisk ångavsättning [Dupuis, R.D., Dapkus, P.D., Yingling, R.D. och Moody, L.A., Appln. l5 20 25 30 35 7909584-0 2 tray by epitaxial deposition from the liquid phase. Such cells have been called heteroyta cells. Since the recombination rate is much lower at a Gal_xAlXAs / GaAs interface than at a GaAs surface, higher conversion efficiencies have been achieved. Thus, Hovel and Woodall have reported conversion efficiencies of up to 22% for solar cells with Gal_xAlxAs / GaAs heteroy surface but only up to 14% for GaAs solar cells with homo transition for AM-1 radiation (Hovel & Woodall, JM, 12th IEEE Photovoltaic Specialists Conf ., l976, Institute of Electrical and Electronic Engineers, New York, 1976, p 945). However, Aluminum is so reactive in the vapor phase that it is difficult to produce high quality Gal_xAlxAs layers by conventional chemical vapor deposition, which is a very preferred manufacturing method. Because of this, it has been necessary to cause Gal_XAlxAsx layers to grow by organometallic chemical vapor deposition [Dupuis, R.D., Dapkus, P.D., Yingling, R.D. and Moody, L.A., Appln.
Phys. Lett., 3_1, 201 (1977)]. Detta tillvägagångssätt kan vara både dyrare och mera tidsödande än konventionell kemisk_àngavsättning.Phys. Lett., 3_1, 201 (1977)]. This approach can be both more expensive and more time consuming than conventional chemical_deposition.
Föreliggande uppfinning hänför sig till förbättrade fotoelektriska anordningar med grund homoövergång och sätt att framställa dessa. Dessa anordningar med grund homoöver- gång är baserade på ett flertal skikt av halvledarmaterial, som har direkt bandgap och som är lämpligt dopade för att ge en n+/p/p+-struktur. Ett antireflexskikt är påfört ovan- på n+-toppskiktet, och n+-topphalvledarskiktet är också begränsat till en tjocklek inom det område, som vid ljus- bestrâlning tillåter uppkomsten av betydande laddningsbä- rarealstring i p-skiktet under n+-toppskiktet. Sålunda be- nämnes topp-övergången såsom en grund övergång.The present invention relates to improved photoelectric devices with shallow homo transition and methods of making them. These devices with shallow homo transition are based on a plurality of layers of semiconductor material which have direct bandgap and which are suitably doped to give an n + / p / p + structure. An anti-reflection layer is applied on top of the n + top layer, and the n + top semiconductor layer is also limited to a thickness within the range which upon light irradiation allows the emergence of significant charge carrier generation in the p-layer below the n + top layer. Thus, the peak transition is referred to as a shallow transition.
Vid ett särskilt föredraget tillverkningsförfarande .bildas det på n+-halvledartoppskiktet avsatta antireflex- skiktet genom anodoxidering. Detta anodiskt alstrade skik- tet bildar ett utmärkt antireflexskikt och kräver icke nå- gon vakuumbehandling. Dessutom tjänar anodoxideringsförfa- randet till att minska tjockleken hos det Övre halvledar- 10 15 20 25 30 35 7909584-0 _ 3 skiktet eller toppskiktet utan att någon betydande ytned- brytning blir resultatet.In a particularly preferred manufacturing process, the anti-reflective layer deposited on the n + semiconductor layer is formed by anode oxidation. This anodically generated layer forms an excellent anti-reflection layer and does not require any vacuum treatment. In addition, the anode oxidation process serves to reduce the thickness of the upper semiconductor layer or the top layer without any significant surface degradation.
Sålunda kan solceller med homoövergång alstras, vilka har omvandlingsverkningsgrader, som närmar sig vad som är uppnâeligt med celler med heteroyta. Dessutom undviker man användningen av ett Gal_xAlxAs-skikt, vilket elimi- nerar behovet av ett relativt komplicerat och dyrt förfa- ringssteg i det totala framställningsförloppet för fram- ställning av en solcell.Thus, homozygous solar cells can be generated which have conversion efficiencies approaching that which is achievable with heteroyed cells. In addition, the use of a Gal_xAlxAs layer is avoided, which eliminates the need for a relatively complicated and expensive process step in the overall production process for the production of a solar cell.
En annan betydande fördel med de här beskrivna foto- elektriska anordningarna är den lätthet, med vilket spärr- fria kontakter kan påföras på anordningarna, eftersom de har höga koncentrationer av dopningsämnen i sina ytter- skikt; Detta är särskilt viktigt,_eftersom grunda homoöver- gångar kan få sina övergângsegenskaper förstörda genom för- sök att bilda spärrfria kontakter vid förhöjda temperaturer.Another significant advantage of the photoelectric devices described here is the ease with which barrier-free contacts can be applied to the devices, since they have high concentrations of dopants in their outer layers; This is especially important, since shallow gay transitions can have their transition properties destroyed by attempts to form barrier-free contacts at elevated temperatures.
Vid denna anordning kan spärrfria kontakter påföras genom direkt plätering av ett metallskikt på halvledarytorna utan behov av förhöjda temperaturer, varigenom övergångens kva- litet bevaras.In this device, barrier-free contacts can be applied by directly plating a metal layer on the semiconductor surfaces without the need for elevated temperatures, thereby preserving the quality of the transition.
Dessa solceller med grund homoövergång har dessutom vida överlägsen motstàndsförmåga mot nedbrytning genom elektronbombardemang, jämfört med såväl Gal_xAlxAs-celler med heteroövergång som GaAs-celler med grund homoövergång och med ett p+-toppskikt. Pâ grund härav har de nu beskriv- na cellerna med grund homoövergäng en stor potential för användning för tillämpningar i rymdsammanhang.In addition, these primordial homozygous solar cells have far superior resistance to degradation by electron bombardment, compared to both straight-transient Gal_xAlxAs cells and homozygous GaAs cells with a p + top layer. Due to this, the cells now described with a shallow homo transition have a great potential for use in space applications.
Det kraftigt dopade p+-skiktet gör det dessutom möj- ligt att bringa utmärkta solceller att växa på andra sub- stratmaterial än halvledarvärdmaterialen, dvs halvledar- materialet, som absorberar solljus och alstrar elektrisk ström.The heavily doped p + layer also makes it possible to cause excellent solar cells to grow on substrate materials other than the semiconductor host materials, ie the semiconductor material, which absorbs sunlight and generates electric current.
Gallíumarsenidsolceller enligt föreliggande uppfin- ning har bringats växa på galliumarsenid- och germanium- substrat med lika utmärkta verkningsgrader av över 20% vid AM-l-strålning.Gallium arsenide solar cells of the present invention have been grown on gallium arsenide and germanium substrates with equally excellent efficiencies of over 20% in AM-1 radiation.
Uppfinningen skall i det följande närmare beskrivas "under hänvisning till de bifogade ritningarna. 10 15 20 25 30 35 7909584-0 4 Fig l visar en tvärsektion av en typisk känd sol- cell, som utnyttjar ett tunt Ga xAlxAs-fönster.The invention will be described in more detail below "with reference to the accompanying drawings. Fig. 1 shows a cross section of a typical known solar cell, which uses a thin Ga xAlxAs window.
Fig 2 visar en tvärsektionlgenom en utföringsform av en solcell enligt föreliggande uppfinning.Fig. 2 shows a cross-section through an embodiment of a solar cell according to the present invention.
Fig 3 visar en tvärsektion genom en annan utförings- -form av en solcell enligt föreliggande uppfinning.Fig. 3 shows a cross section through another embodiment of a solar cell according to the present invention.
Fig 4(a) och 4b) visar schematiskt påföringen av guld- kontakter på en solcell enligt föreliggande uppfinning.Figures 4 (a) and 4b) schematically show the application of gold contacts to a solar cell according to the present invention.
Fig 5(a) och 5(b) visar schematiskt påföringen av tennhontakter på en solcell enligt föreliggande uppfin- ning.Figures 5 (a) and 5 (b) schematically show the application of tin contacts to a solar cell according to the present invention.
Fig 6 visar en tvärsektionsvy av omrâdet runt en kon- taktfinger på en solcell, som framställts enligt förelig- gande uppfinning.Fig. 6 shows a cross-sectional view of the area around a contact finger of a solar cell made in accordance with the present invention.
Eig 7 visar ett diagram över data, som visar kvan- tumverkningsgraden vid varierande våglängder för en sol- cell, som framställts enligt föreliggande uppfinning.Fig. 7 shows a diagram of data showing the quantum efficiency at varying wavelengths of a solar cell prepared according to the present invention.
Fig 8 visar ett diagram, som jämför uppmätt reflex- ionsförmåga och teoretisk reflexionsförmåga hos ett ge- nom anodoxidering avsatt antireflexskikt, som påförts på en GaAs-anordning med grund homoövergång enligt förelig- gande uppfinning.Fig. 8 is a graph comparing measured reflectivity and theoretical reflectivity of an anodeoxidation deposited anti-reflection layer applied to a basic gay transition GaAs device according to the present invention.
Fig 9 visar ett diagram över kvantumverkningsgraden vid varierande våglängder för en solcell enligt förelig- gande uppfinning, varvid denna solcell har ett genom anod- oxidation avsett antireflexskikt.Fig. 9 shows a diagram of the quantum efficiency at varying wavelengths of a solar cell according to the present invention, this solar cell having an anti-reflection layer intended by anode oxidation.
Fig 10 visar en grafisk presentation av förorenings- profilen för en enligt uppfinningen utformad fotoelektrisk anordning, som är baserad på GaAs och har en grund homo- övergång och som bringas växa på ett germaniumsubstrat.Fig. 10 shows a graphical presentation of the pollution profile of a photoelectric device designed according to the invention, which is based on GaAs and has a shallow homo transition and which is grown on a germanium substrate.
Fig ll är ett diagram över spektralkänsligheten hos en enligt uppfinningen konstruerad GaAs-solcell, som har ett n+-skikt, vilket gjorts tunnare genom en anodoxide- rings-avlägsningscykel.Fig. 11 is a diagram of the spectral sensitivity of a GaAs solar cell constructed according to the invention, which has an n + layer, which has been made thinner by an anode oxidation removal cycle.
Fig l2 Visar ett diagram över spektralkänsligheten hos en enligt uppfinningen konstruerad GaAs-solcell och- jämför intern och extern kvantumverkningsgrad. 7 Fig l3 visar ett diagram över energiomvandlingsverk- 10 15 20 25 30 35 7999584-0 5 ningsgraden såsom en funktion av n+-skikttjockleken för fyra GaAs-solceller enligt föreliggande uppfinning.Fig. 12 shows a diagram of the spectral sensitivity of a GaAs solar cell constructed according to the invention and compares internal and external quantum efficiency. Fig. 13 shows a diagram of the energy conversion efficiency as a function of the n + layer thickness of four GaAs solar cells according to the present invention.
Fig 14 visar ett diagram över ökningen av Isc vid ökande elektronbestrålningsflöden för en enligt uppfin- ningen konstruerad GaAs-solcell med grund homoövergång.Fig. 14 shows a diagram of the increase of Isc with increasing electron irradiation currents for a GaAs solar cell constructed according to the invention with a shallow homo transition.
Fig 15 visar ett diagram över minskningen av Isc, Voc, fyllfaktor och energiomvandlingsverkningsgrad vid ökande elektronbestrâlningsflöden för en annan enligt uppfinningen konstruerad GaAs-solcell med grund homo- övergång.Fig. 15 shows a diagram of the decrease of Isc, Voc, filling factor and energy conversion efficiency with increasing electron irradiation currents for another GaAs solar cell constructed according to the invention with a shallow homo transition.
En känd fotoelektrisk anordning 10 med homoövergång visas i fig 1. Ett substrat 12 bildas av en GaAs-bricka av n-typ. I typiska fall kan substratet 12 ha dopats till en laddningsbärarkoncentration av 1016-1017 ladd- ningsbärare/cm3. Ett skikt 14 har bildats ovanpå skiktet 12 och består av GaAs av p-typ. Ett skikt 16 bildas av Gal_XAlxAs aï8p+-typ och kan ha eg laddningsbärarkoncent- ration av 10 laddningsbärare/cm . En typisk tjocklek hos skiktet 16 är under l um. Detta Gal_xAlXAs-fönster har utnyttjats, eftersom rekombinationshastigheten för laddningsbärare, som alstras vid solbestrâlning, är mycket lägre vid gränsytan mellan Gal_xAlxAs och GaAs än vad den är i själva GaAs-materialet. I praktiken kan en anordning enligt fig l framställas genom avsättning av ett tunt skikt 16 av Gal_xA1xAs av p+-typ över ett GaAs~substrat av nfltyp och genom efterföljande diffundering av en del av p-dopmedlen från Gal_xA1xAs-skiktet in i GaAs-substratet för att bilda skiktet 14.A known homo transition photoelectric device 10 is shown in Fig. 1. A substrate 12 is formed by an n-type GaAs wafer. Typically, the substrate 12 may have been doped to a charge carrier concentration of 1016-1017 charge carriers / cm 3. A layer 14 has been formed on top of the layer 12 and consists of p-type GaAs. A layer 16 is formed by Gal_XAlxAs aï8p + type and can have an eg charge carrier concentration of 10 charge carriers / cm. A typical thickness of the layer 16 is below 1 μm. This Gal_xAlXAs window has been used because the recombination rate of charge carriers generated by solar radiation is much lower at the interface between Gal_xAlxAs and GaAs than it is in the GaAs material itself. In practice, a device according to Fig. 1 can be prepared by depositing a thin layer 16 of Gal_xA1xAs of the p + type over a nA-type GaAs substrate and by subsequently diffusing a part of the p-dopants from the Gal_xA1xAs layer into the GaAs substrate for to form the layer 14.
Olyckligtvis är Gal_xA1xAs-skikt svåra att påföra under utnyttjande av kemisk ångavsättning och relativt svära att använda vid alstring av en spärrfri kontakt.Unfortunately, Gal_xA1xAs layers are difficult to apply using chemical vapor deposition and relatively difficult to use in generating a barrier-free contact.
På grund härav pâföres spärrfria kontakter i typiska fall på anordningar av den i fig l visade typen genom att man utnyttjar vakuumbeläggningsteknik, följt av legeringsbild- ning, Dessa tillvägagångssätt är relativt dyra och är skadliga för grunda homoövergángar.Due to this, barrier-free contacts are typically applied to devices of the type shown in Fig. 1 using vacuum coating techniques, followed by alloying. These approaches are relatively expensive and are detrimental to shallow gay transitions.
Fig 2 visar en utföringsform av en förbättrad foto- elektrisk anordning enligt föreliggande uppfinning. I den- 10 15 20 25 30 35 7999584-0 6 na anordning är ett substrat 22 bildat av en bricka av GaAs av p+-typ. Substratet 22 kan ha bildats t ex av GaAs, som är på lämpligt sätt dopat med p-dopningsmedel, t ex zink, kadmium, beryllium eller magnesium, till en laddningsbärarkoncentration av minst ca 10 bärare/cm3.Fig. 2 shows an embodiment of an improved photoelectric device according to the present invention. In this device, a substrate 22 is formed of a p + type GaAs wafer. The substrate 22 may have been formed, for example, from GaAs, which are suitably doped with β-dopants, for example zinc, cadmium, beryllium or magnesium, to a charge carrier concentration of at least about 10 carriers / cm 3.
Tjockleken är icke kritisk för substratet 22 men kan vara mellan ca 1 och, ca soo fim. nu skikt 24 har bildats på den övre ytan av skiktet 22 och utgöres av ett skikt av GaAs, som på lämpligt sätt dopats med p-dopningsmedel till en laddningsbärarkoncentration av ca 1014-1018 re/cm3. Skiktets 24 tjocklek är beroende av minoritetladd- laddningsbära- ningsbärarnas diffusionslängd och absorptionskoefficient, varvid ett tygiskt tjockleksområde för GaAs är från ca l till ca 5 pm.The thickness is not critical for the substrate 22 but can be between about 1 and, about soo fi m. now layer 24 has been formed on the upper surface of the layer 22 and is constituted by a layer of GaAs, which is suitably doped with β-dopant to a charge carrier concentration of about 1014-1018 re / cm 3. The thickness of the layer 24 depends on the diffusion length and absorption coefficient of the minority charge support carriers, a typical thickness range for GaAs being from about 1 to about 5 μm.
Ett skikt 26, som bildas av GaAs av n+-typ, har epi- taxiellt avsatts på skiktet 24. Skiktet 26 kan ha bildats av GaAs, som är på lämpligt sätt dopat med n-dopningsmedel, t ex svavel, selen eller kisel, till en laddningsbärar- koncentration av minst ca lQl7 laddningsbärare/cm3. Det är Viktigt att begränsa skiktets_26 tjocklek i sådan ut- sträckning, att betydande laddningsbäraralstring tillâtes i skiktet 24. Skiktet 26 skulle typiskt kunna begränsas "till en maximitjocklek av 1500 Å och företrädesvis lägre.A layer 26 formed of n + type GaAs has been epitaxially deposited on the layer 24. The layer 26 may have been formed of GaAs suitably doped with n-dopants, eg sulfur, selenium or silicon, to a charge carrier concentration of at least about 177 charge carriers / cm3. It is important to limit the thickness of layer 26 to such an extent that significant charge carrier generation is allowed in layer 24. Layer 26 could typically be limited to a maximum thickness of 1500 Å and preferably lower.
Stor varsamhet är nödvändig för att säkerställa, att sådana tunna skikt är likformiga, och alla avsättnings- metoder är icke lämpliga. De avsättningsmetoder, som för- ' modas Våra lämpliga, inbegriper kemisk ångavsättning, mole- kylstràlsepitaxi, epitaxi från flytande fas och jonstråle- implantering. Om man sörjer för att toppskiktet 26 dopas till en tillräckligt hög koncentration, kan en spärrfri kontakt dessutom bildas på ytan utan försämring av över- gângskarakteristiken, I Det har visat sig, att n+/p/p+-strukturen har betydan- de fördelar jämfört med tidigare utnyttjade strukturer.Great care is required to ensure that such thin layers are uniform and all deposition methods are not suitable. The deposition methods proposed are suitable. Chemical vapor deposition, molecular beam epitaxy, liquid phase epitaxy and ion beam implantation. In addition, if the top layer 26 is doped to a sufficiently high concentration, a barrier-free contact can be formed on the surface without deteriorating the transition characteristics. I It has been found that the n + / p / p + structure has significant advantages over previously used structures.
T ex bildar p+-skiktet en baksidofältövergång med p-skiktet för.att.åstadkomma en högeffektiv strömsamling. Den höga dopningsnivån i p+-skiktet förenklar också pâföringen av en spärrfri kontakt på detta skikt, och denna höga dop- 10 15 20 25 30 35 790-9584-0 7 ningänivå gör det även möjligt att bilda cellen med grund homoövergång på ett annat substratmaterial, vilket mins- kar kostnaden eller ger andra fördelar. I detta avseende tillåter det kraftigt dopade p+-skiktet en tunneleffekt mellan eventuell heteroövergâng, som bildats mellan olik- artade material, varigenom alstringen av en spärrfri kon- takt blir möjlig.For example, the p + layer forms a backfield junction with the p-layer to provide a highly efficient current collection. The high level of doping in the p + layer also simplifies the application of a barrier-free contact on this layer, and this high level of doping also makes it possible to form the cell with a shallow homo transition on another substrate material. , which reduces the cost or provides other benefits. In this respect, the heavily doped p + layer allows a tunnel effect between any heterojunctions formed between different materials, whereby the generation of a barrier-free contact becomes possible.
Toppskiktet av n+-typ minskar serieresistansen hos solceller, som har denna struktur. Toppskiktet förenklar också alstringen av en spärrfri kontakt till cellen, ef- tersom detta skikt har en hög dopningsnivå. Även skiktet av p-typ ger en stor fördel i n+/p/p+- strukturen. Högre cellverkningsgrader är möjliga med den- na struktur än med andra strukturer med grund homoöver- gång, t ex p+/n, eftersom minoritetsbärarna, dvs elektro- ner, i ett pfiskikt har kraftigt ökad diffusionslängd, jämfört med diffusionslängden för minoritetsbärare i ett n-skikt, dvs hål.The top layer of the n + type reduces the series resistance of solar cells, which have this structure. The top layer also simplifies the generation of a barrier-free contact to the cell, since this layer has a high level of doping. The p-type layer also provides a great advantage in the n + / p / p + structure. Higher cell efficiencies are possible with this structure than with other structures with a shallow homo transition, eg p + / n, because the minority carriers, ie electrons, in one layer have a greatly increased diffusion length, compared with the diffusion length for minority carriers in an n layer, ie hole.
Den totala cellstrukturen av n+/p/p+ ger sålunda en anordning, som har grund homoövergâng och som kan framstäl- las på ett billigt sätt, har förmåga att ge höga verknings- grader, kan avsättas på substrat av annorlunda material och har utmärkt motstándsförmåga mot nedbrytning genom elektronbombardemang, som är ett allvarligt problem i sam- band med applicationer i rymdsammanhang.The total cell structure of n + / p / p + thus provides a device which has a shallow homo transition and which can be produced in a cheap way, has the ability to give high efficiencies, can be deposited on substrates of different materials and has excellent resistance to degradation by electron bombardment, which is a serious problem in connection with applications in space contexts.
Toppskiktet 28 är ett antireflexskikt, som minskar reflexionen hos GaAs och sålunda ökar absorptionen av solenergi. Antireflexskiktet kan t ex bildas av successiva skikt av transparenta material, vilka har relativt höga resp relativt låga brytningsindex. Sålunda kan antireflex- Överdraget framställas genom elektronstrålsförângning av titandioxid och magnesiumfluorid.The topsheet 28 is an anti-reflective layer that reduces the reflection of GaAs and thus increases the absorption of solar energy. The anti-reflection layer can, for example, be formed by successive layers of transparent materials, which have relatively high and relatively low refractive indices, respectively. Thus, the anti-reflective coating can be produced by electron beam evaporation of titanium dioxide and magnesium fluoride.
Det är särskilt föredraget att påföra antireflexskik- tet genom anodoxidering. Påföring av anodoxideringsskikt kan utföras utan någon vakuumbehandling och är ett billigt sätt att alstra utmärkta antireflexskikt. Den anodiska påföringen av ett antireflexskikt minskar dessutom nödvän- digtvis tjockleken hos GaAs-toppskiktet. Det har t ex vi- lO 15 20 25 30 35 7909584-0 of 8 sat sig, att päföringen av ett anodoxideringsskikt i ty- piska fall minskar GaAs-skiktets tjocklek i ett förhållan- de av ca 2/3 volymdelar GaAs för varje volymdel anodoxi- deringsskikt. I typiska fall kommer antireflexskiktets tjocklek att vara baserat på kvartsvågteorin.It is especially preferred to apply the anti-reflection layer by anode oxidation. Application of anode oxidizing layers can be performed without any vacuum treatment and is an inexpensive way to produce excellent anti-reflective layers. In addition, the anodic application of an anti-reflective layer necessarily reduces the thickness of the GaAs topsheet. For example, it has been found that the application of an anodizing layer in typical cases reduces the thickness of the GaAs layer in a ratio of about 2/3 by volume parts of GaAs for each part by volume. anode oxidation layer. In typical cases, the thickness of the anti-reflection layer will be based on the quartz wave theory.
Genom anodoxidering utfällda skikt kan bildas genom att man insätter anordningen såsom en anod i en elektro- lytisk cell, Genom lämpligt val och lämplig reglering av cellparametrar, inbegripande elektrolyten och påtryckt spänning, kan tunna likformiga, anodoxideringsskikt utfäl- las. Lämpliga elektrolyter är välkända, och en speciell elektrolyt, som visat sig vara lämplig, är en lösning, vilken bildats genom sammanblandning av 3 g vinsyra och 100 ml vatten, varvid tillräcklig med NH40H tillsatte för att justera pH till ca 6,2, varpå 250 ml propylenglykol tillsatte. Den påtryckta spänningen bör vara tillräck- lig för att alstra ett anodoxideringsskikt med önskad tjock- lek.Anode oxidation deposited layers can be formed by inserting the device as an anode into an electrolytic cell. By appropriate selection and control of cell parameters, including the electrolyte and applied voltage, thin, uniform anode oxidation layers can be deposited. Suitable electrolytes are well known, and a particular electrolyte which has been found to be suitable is a solution formed by mixing 3 g of tartaric acid and 100 ml of water, adding sufficient NH 4 OH to adjust the pH to about 6.2, whereupon 250 g ml of propylene glycol added. The applied voltage should be sufficient to produce an anode oxidizing layer of the desired thickness.
Visserligen har den ovanstående beskrivningen varit begränsad till GaAs-celler, men andra halvledarmaterial med direkt bandgap, t ex InP och CdTe, är också lämpliga.Although the above description has been limited to GaAs cells, other direct bandgap semiconductor materials, such as InP and CdTe, are also suitable.
Dessutom kan halvledarskikt med direkt bandgap avsättas på substrat, som bildats av annorlunda material.In addition, semiconductor layers with direct bandgap can be deposited on substrates formed of different materials.
Fig 3 visar en anordning 30, som har en grund homo- övergång och som bildas på ett p+-germaniumsubstrat 32. subatratet 32' kan ha en tjocklek av från 0,1 mn till 500 pm och kan ha bildats av en Ge-enkristall, som dopats med p-dopningsmedel till en laddningsbärarnivå av 1018 ladd- ningsbärare/cm3 eller högre. GaAs-skikt påföres sedan på Ge-substratet 32 genom kemisk ângavsättning eller på annat sätt för att bilda den önskade anordningen med grund homoövergång och med ett p+-GaAs-skikt 22, ett p-GaAs- skikt 24 och ett tunt n+-GaAs-skikt 26, vilka motsvarar skikten 22, 24 resp 26 i fig 2. Ett antireflexskikt 28 påföres i efterhand ovanpå det tunna GaAs-skiktet 26 av n+-typ för att göra denna utföringsform av uppfinningen fullständig. i Det är möjligt att uppnå en stor kostnadsfördel vid 10 15 20 25 30 35 7909584-0 9 framställning av GaAs-solceller med grund homoövergâng, när den verkligen utnyttjade galliumarseniden kan minime- ras genom att cellen avsättes på ett substrat av i lägre grad dyrt material, t ex germanium eller kisel. Gallium- arsenidsolceller har teoretiskt högre omvandlingsverk- ningsgrader än celler, som bildats av material med indi- rekt bandgap, t ex kisel och germanium. Dessutom bör galliumarsenidceller potentiellt vara mera strålnings- motstàndskraftiga, när de utsättes för förhållandena i rymden. Genom att galliumarsenidceller bringas växa på material såsom kisel eller germanium, som är billigare, kan fördelarna hos båda typerna av material uppnås.Fig. 3 shows a device 30 which has a shallow homo transition and which is formed on a p + germanium substrate 32. The subatrate 32 'may have a thickness of from 0.1 μm to 500 μm and may have been formed of a Ge single crystal, doped with β-dopant to a charge carrier level of 1018 charge carriers / cm3 or higher. GaAs layer is then applied to the Ge substrate 32 by chemical vapor deposition or otherwise to form the desired device with a shallow homo transition and with a p + -GaAs layer 22, a p-GaAs layer 24 and a thin n + -GaAs layer. layer 26, which correspond to layers 22, 24 and 26, respectively, in Fig. 2. An anti-reflective layer 28 is subsequently applied on top of the n + type thin GaAs layer 26 to complete this embodiment of the invention. It is possible to achieve a large cost advantage in the production of GaAs solar cells with a shallow homo transition, when the actual utilized gallium arsenide can be minimized by depositing the cell on a substrate of less expensive cost. materials, such as germanium or silicon. Gallium arsenide solar cells theoretically have higher conversion efficiencies than cells formed from materials with indirect bandgap, such as silicon and germanium. In addition, gallium arsenide cells should potentially be more radiation resistant when exposed to space conditions. By allowing gallium arsenide cells to grow on materials such as silicon or germanium, which are cheaper, the benefits of both types of materials can be achieved.
Substrat, som bildas av annorlunda material än värd- halvledarmaterialet, kan bjuda andra fördelar förutom kost- nadsfördelarna. Sålunda har te x germanium en högre värme- ledníngsförmåga än GaAs, vilket är en fördel i fråga om Värmebortskaffningen. Germanium har också en lägre smält- punkt och ett lägre ångtryck än GaAs, vilket kan tillåta enklare laserkristallisation på ett sådant substrat som grafít. Laserkristalliserat germanium med stora korn skul- le bilda ett gott underlag för kemisk ângavsättning av GaAs.Substrates formed from materials other than the host semiconductor material may offer other advantages besides the cost advantages. Thus, for example, germanium has a higher thermal conductivity than GaAs, which is an advantage in terms of heat disposal. Germanium also has a lower melting point and a lower vapor pressure than GaAs, which can allow easier laser crystallization on such a substrate as graphite. Laser crystallized germanium with large grains would form a good basis for chemical vapor deposition of GaAs.
Användningen av substrat, som är annorlunda än värd- halvledaren, är möjlig på grund av den kraftiga dopningen av Substratet och p+~skiktet hos anordningen. Detta möj- liggör uppkomsten av tunneleffekt kring heteroövergången mellan substratet och p+-skiktet, så att denna övergång- icke tjänstgör såsom en barriär. Sålunda kan en god spärr- fri kontakt bildas.The use of substrates different from the host semiconductor is possible due to the strong doping of the substrate and the p + layer of the device. This enables the generation of a tunnel effect around the heterojunction between the substrate and the p + layer, so that this transition does not serve as a barrier. Thus, a good barrier-free contact can be formed.
Det bör inses, att den i fig 3 visade utföringsformen fortfarande anses vara en cell med homoövergång även om den tekniskt innehåller en gräns mellan olikartade mate- rial, nämligen gränsen mellan p+-Ge-substratet 32 och p+- GaAs-skiktet 22. Även om denna gräns kan tekniskt anses vara en heteroövergång, tillåter den kraftiga dopningen spärrfri kontakt. Detta skall ställas i kontrast till heteroytan mellan p-GaAs-skiktet l4 och det tunna p+- Gal_xAlxAs-skiktet 16 i fig 1, som tjänar funktionen att 10 15 20 25 30 35 7909584-0 10 minska ytrekombinationshastigheten hos laddningsbärare, som alstras i skiktet 14 vid solbestrålning. Det kan ock- så ställas i kontrast till en typisk heteroövergâng mellan olikartade material, som användes för att alstra en bar- riär mot strömflöde i anordningar med heteroövergång. På grund av dessa skillnader i ändamål kommer den i fig 3 visade solcellen 30 och andra liknande celler att här be- nämnas såsom solceller, som har grund homoövergång och som bildas av halvledarmaterial, vilka har direkt band- gap och vilka avsatts på olikartade substratmaterial.It should be understood that the embodiment shown in Fig. 3 is still considered to be a cell with homo transition even though it technically contains a boundary between different materials, namely the boundary between the p + -Ge substrate 32 and the p + -GaAs layer 22. Although this limit can technically be considered a hetero-transition, the strong doping allows barrier-free contact. This should be contrasted with the hetero surface between the p-GaAs layer 14 and the thin p + - Gal_xAlxAs layer 16 in Fig. 1, which serves the function of reducing the surface recombination rate of charge carriers generated in the layer. 14 at solar radiation. It can also be contrasted with a typical hetero transition between different materials, which was used to generate a barrier to current flow in devices with hetero transition. Due to these differences in purpose, the solar cell 30 shown in Fig. 3 and other similar cells will be referred to herein as solar cells which have a shallow homo transition and which are formed of semiconductor materials which have direct band gaps and which are deposited on different substrate materials.
Visserligen har substratet 32 visats såsom en enkris- tall av Ge, men andra substrat kan utnyttjas. Enkristall- kisel kan t ex också utnyttjas. Faktum är, att substratet 32 också kan bildas av polykristallina eller amorfa ma- terial, inbegripande kisel och germanium. 7 Elektriska kontakter till det tunna n+~skiktet kan lätt framställas på grund av detta skikts höga dopnings- nivå, Kontakter kan bildas genom elektroplätering av me- taller såsom guld, tenn, etc. De speciella förfaringsât- gärderna för elektroplätering av dessa metaller skiljer sig emellertid åt och visas i fig 4 och 5. I båda figurerna har solcellen med grund homoövergång den struktur, som visas i fig 3. _ I fig 4(a) och 4(b) visas en typisk påföring av guld- kontakter. Vid detta tillvägagångssätt utsättes det tunna n+-skiktet 26 först för anodoxidering för bildande av ett änOd0XidSkikt 28, samtidigt som n+-skiktet 26 blir tunnare.Admittedly, the substrate 32 has been shown as a single crystal of Ge, but other substrates can be used. Single crystal silicon can, for example, also be used. In fact, the substrate 32 may also be formed of polycrystalline or amorphous materials, including silicon and germanium. 7 Electrical contacts to the thin n + ~ layer can be easily produced due to the high doping level of this layer. Contacts can be formed by electroplating metals such as gold, tin, etc. The special procedure for electroplating these metals differs however, and shown in Figures 4 and 5. In both figures, the solar cell with a shallow homo transition has the structure shown in Figure 3. Figures 4 (a) and 4 (b) show a typical application of gold contacts. In this approach, the thin n + layer 26 is first subjected to anode oxidation to form a non-oxide oxide layer 28, while the n + layer 26 becomes thinner.
Anodoxideringspotentialen kan inställas så, att man uppnår den lämpliga tjockleken för antireflexskiktet och n+-skiktet. En fotografisk etsskyddsmask (fotoresistmask) 30 anbringas sedan över anodoxidskiktet 28, och fingeröpp~ ningar 32 [fig 4(a)] etsas genom anodoxidskiktet 28 under utnyttjande av ett etsmedel, t ex utspädd saltsyra. Guld- k0flfiakter 34 påföres sedan genom elektroplätering på n+- Skiktet 26 genom fotoresistmasken 30. Fotoresistmasken 30 avlägsnas sedan genom upplösning av masken i aceton för älstrinq av den i fig 4(b) visade anordningen.The anode oxidation potential can be adjusted to achieve the appropriate thickness for the anti-reflection layer and the n + layer. A photographic etch protective mask (photoresist mask) 30 is then applied over the anode oxide layer 28, and finger openings 32 [Fig. 4 (a)] are etched through the anode oxide layer 28 using an etchant, such as dilute hydrochloric acid. Gold flfi files 34 are then applied by electroplating on the n + - layer 26 through the photoresist mask 30. The photoresist mask 30 is then removed by dissolving the mask in acetone to electrify the device shown in Fig. 4 (b).
Påföringen av tennkontakter visas i fig 5(a) och 5(b). 10 15 20 25 30 35 7909584-0 ll En fotoresistmask 30 pàföres direkt på det tunna n+-skik- tet 26, och tennkontakter 36 påföres genom elektropläte- ring genom masken 30 på skiktet 26 [fig 5(a)]} Fotoresist- masken avlägsnas sedan, och det tunna n+-skiktet 26 anod- oxideras [fig 5(b)]. När detta tillvägagångssätt utnytt- jas,förblir det tunna n+-skiktet 26 tjockare under tenn- kontakterna 36 än under resten av anodoxidöverdraget 28.The application of tin contacts is shown in Figs. 5 (a) and 5 (b). A photoresist mask 30 is applied directly to the thin n + layer 26, and tin contacts 36 are applied by electroplating through the mask 30 on the layer 26 [Fig. 5 (a)]} The photoresist mask is then removed, and the thin n + layer 26 is anode oxidized [Fig. 5 (b)]. When this approach is used, the thin n + layer 26 remains thicker under the tin contacts 36 than under the rest of the anode oxide coating 28.
Skiktet 26 har sålunda upphöjda skuldror 38 direkt under tennkontakterna 36, såsom framgår av fig 5(b). Sålunda föreligger en större separation mellan metallkontakterna och p-n-övergången för tennkontakter än för guldkontakter.The layer 26 thus has raised shoulders 38 directly below the tin contacts 36, as shown in Fig. 5 (b). Thus, there is a greater separation between the metal contacts and the p-n junction for tin contacts than for gold contacts.
På grund av att n+-skiktet är extremt tunt efter anod- oxideringen, bör denna ökade separation förbättra anord- ningens utbyte och pålitlighet.Because the n + layer is extremely thin after anode oxidation, this increased separation should improve the yield and reliability of the device.
Användningen av tennkontakter är också fördelaktig för optimering av n+-skikttjockleken, eftersom den på galliumarsenid bildade anodoxiden kan avlägsnas (strip- pas) med utspädd HCl och eftersom cellen kan på nytt anod- oxideras utan avlägsnande av kontakterna. Eftersom oxid- skiktets tjocklek är mycket likformíg och lätt att regle- ra genom reglering av anodoxideringsspänningen, kan en serie av omväxlande anodoxiderings- och avlägsningssteg därför utnyttjas för reglerad minskning av n+-skikttjock- leken. Tjockleken av den galliumarsenid, som avlägsnas under varje anodoxidering, kan noggrant bestämmas genom ellipsometri för mätning av anodoxidskiktets tjocklek och genom multiplicering av detta värde med en lämplig faktor.The use of tin contacts is also advantageous for optimizing the n + layer thickness, since the anode oxide formed on gallium arsenide can be removed (stripped) with dilute HCl and because the cell can be re-anode oxidized without removing the contacts. Since the thickness of the oxide layer is very uniform and easy to control by regulating the anode oxidation voltage, a series of alternating anode oxidation and removal steps can therefore be used for controlled reduction of the n + layer thickness. The thickness of the gallium arsenide removed during each anode oxidation can be accurately determined by ellipsometry to measure the thickness of the anode oxide layer and by multiplying this value by a suitable factor.
Vissa anodiskt alstrade antireflexskikt kan vara något instabila i krävande omgivningar. Om detta är ett problem, kan detta förhållande övervinnas genom päföringen av ett tunt (t ex 100 Å), transparent skyddsskikt av ett sådant material som S102 eller fosforsilikatglas. Sådana skyddsöverdrag kan pâföras genom pyrolytiska avsättnings- metoder.Some anodically generated anti-reflective layers may be somewhat unstable in demanding environments. If this is a problem, this condition can be overcome by the application of a thin (eg 100 Å), transparent protective layer of such a material as S102 or phosphor silicate glass. Such protective coatings can be applied by pyrolytic deposition methods.
Fig'6 visar en tvärsektionsvy och visar ett finger hos en solcell, som har ett sådant skyddande S102-skikt 40. Framställningen av anordningen liknar vad som beskri- vits ovan för fig 4(a) och 4(b) bortsett från att en ets- 790958443 10 15 20 25 30 35 12 ningræfl fluorvätesyra utnyttjas före etsningen med salt- _ syra. Ett kontaktfinger 34 kan bildas av guld, som avsatts genom plätering till en tjocklek av ca 4 um. Baksidokon- takten 42 kan också bildas av pläterat guld. Visserligen har det skyddande Si02-skiktet beskrivits såsom om det påfördes före alstringen av kontakten, men detta skydds- skikt kan också påföras sedan kontakterna har bildats.Fig. 6 shows a cross-sectional view showing a finger of a solar cell having such a protective S102 layer 40. The manufacture of the device is similar to that described above for Figs. 4 (a) and 4 (b) except that an etch Hydrocarbon hydrochloric acid is used before etching with hydrochloric acid. A contact finger 34 can be formed of gold, which is deposited by plating to a thickness of about 4 μm. The rear contact 42 can also be formed of plated gold. Admittedly, the protective SiO 2 layer has been described as if it had been applied before the contact was generated, but this protective layer can also be applied after the contacts have been formed.
Fackmannen på området inser att andra metaller kan an- vändas i stället för guld och tenn för att upprätta elekt- risk kontakt med den fotoelektriska anordning, som beskri- ves här. I anordningar, som framställts i enlighet med fig 4, kan vilken som helst metall utnyttjas inbegripande guld, silver, platina, tenn, aluminium, koppar etc. I anordning- ar, som framställts i enlighet med fig 5, kan man använda sådana metaller som bildar ett tillräckligt tjockt oxid- skikt under anodoxideringen, så att strömläckage genom me- tallkontakter minskas tillräckligt för att halvledarytan skall tillåtas bli anodoxiderad. Tenn, aluminium och kop- par är exempel.Those skilled in the art will recognize that other metals may be used in place of gold and tin to establish electrical contact with the photoelectric device described herein. In devices made in accordance with Fig. 4, any metal including gold, silver, platinum, tin, aluminum, copper, etc. can be used. In devices made in accordance with Fig. 5, such metals as forms a sufficiently thick oxide layer during the anode oxidation, so that current leakage through metal contacts is reduced sufficiently for the semiconductor surface to be allowed to become anode oxidized. Tin, aluminum and copper are examples.
Anordningar enligt föreliggande uppfinning har minst en n-p-homoövergång och minst en annan övergång, som är tillräcklig för att öka strömsamlingen. Denna andra över- gång kräver en föroreningsprofil, i vilken majoritetsbä- rarna alla har samma laddning och i vilken det av förore- ningsprofilen alstrade elektriska fältet medverkar vid samling av minoritetsladdningsbärarna. Det förekommande p+-skiktet tillåter också användningen av andra substrat- material än den såsom värdmaterial tjänstgörande halvle- daren. Specifika exempel på lämpliga övergångar inbegri- per homoövergångar mellan hög och låg störämneskoncentra- tion och övergångar med graderad profil, där störämnes- koncentrationen.ömn:med avståndet från n-p-övergången.Devices of the present invention have at least one n-β-homo junction and at least one other junction sufficient to increase the current collection. This second transition requires a pollution profile, in which the majority carriers all have the same charge and in which the electric field generated by the pollution profile participates in the collection of the minority charge carriers. The p + layer present also allows the use of substrate materials other than the semiconductor serving as the host material. Specific examples of suitable transitions include homo transitions between high and low interference concentrations and transitions with graded profile, where the interference concentration.sleep: with the distance from the n-p junction.
Uppfinnningen skall i det följande ytterligare bely- sas med några exempel. i _ ' ExEMPEL 1 FOTOELEKTRISK ANORDNING AV' GALLIUMARSENID MED GRUND HOMO- 'ÖVERGÅNG GaAs-skikt bringades att växa i ett AsCl3-Ga-H2-system. 16 l5 20 25 30 35 7909584-0 13 Reaktorröret hade en innerdiameter av 55 mm, och H2-flödet genom AsCl -evaporatorn och över Ga-båten var i området 300-500 cm /min. Dopmedlen av p- och n-typ infördes i ång- fasen under utnyttjande av (C2H5)2Zn resp H25. Reaktor- röret var vertikalt och tillät rotering av substratet, vilket resulterade i en större dopningslikformighet i skikten. Användningen av högreningsströmmar tillät att reaktorröret öppnades i bottnen för att införa och avlägs- na substrat utan förlust av H2-atmosfären inuti röret.The invention will be further elucidated in the following with some examples. EXAMPLE 1 PHOTOELECTRIC DEVICE OF 'GALLIUM MARSENIDE DUE TO HOMO' TRANSITION GaAs layers were grown in an AsCl3-Ga-H2 system. The reactor tube had an inner diameter of 55 mm, and the H2 flow through the AsCl evaporator and over the Ga boat was in the range 300-500 cm / min. The p- and n-type dopants were introduced into the vapor phase using (C2H5) 2Zn and H25, respectively. The reactor tube was vertical and allowed rotation of the substrate, which resulted in a greater doping uniformity in the layers. The use of high purification streams allowed the reactor tube to be opened at the bottom to introduce and remove substrates without loss of the H 2 atmosphere inside the tube.
Sålunda kunde ugnen bibehålla tillväxttemperaturen under införingsproceduren, vilket minskade cykeltiden mellan kör- förloppen. Sedan substratet väl kommit in i reaktorröret, kunde substratet förvärmas i ren H2 just före införingen av reaktionsmedelsgasflödet vid tillväxtläget. För en me- ra detaljerad beskrivning hänvisas till Bozler, C.O., Solid State Research Report, 3, 52, Lincoln Laboratories, M~I.T. (1975).Thus, the furnace was able to maintain the growth temperature during the introduction procedure, which reduced the cycle time between runs. Once the substrate had entered the reactor tube, the substrate could be preheated in pure H 2 just before the introduction of the reactant gas stream at the growth position. For a more detailed description, see Bozler, C.O., Solid State Research Report, 3, 52, Lincoln Laboratories, M ~ I.T. (1975).
Ett p-skikt med tjockleken l,7 um bringades först växa på ett p+-substrat, som bestod av GaAs med (100)- orientering och Zn-dopning och hade en laddningsbärarkon- centration av 10 8 laddningsbärare/cm3, följt av ett tunt :f-skikt. p~skiktet (w 16 cm'3> och rÜ-skiktet (m4 x 1018 cm_3) dopades med Zn resp S under utnyttjande av (C2H5)2Zn- och H28-källor. Skiktresistansen hos n+-skiktet var 70 Q/D .Eöratt bestämma detta skikts tjocklek mättes I-V-karakteristiken mellan två spärrfria kontakter till skíktet, medan en kanal etsades mellan de bådo kontakterna.A 1.7 μm thick p-layer was first grown on a p + substrate, which consisted of GaAs with (100) -orientation and Zn-doping and had a charge carrier concentration of 10 8 charge carriers / cm 3, followed by a thin : f-layer. on the ~ layer (w 16 cm'3> and the rÜ layer (m4 x 1018 cm_3) were doped with Zn and S, respectively, using (C2H5) 2Zn and H28 sources. The layer resistance of the n + layer was 70 Q / D. To determine the thickness of this layer, the IV characteristic was measured between two barrier-free contacts of the layer, while a channel was etched between the two contacts.
När I-V-karakteristiken för med motsatt polaritet parallell- kopplade dioder observerades, stoppades etsningen omedel- bart, och kanaldjupet mättes med en profilmätare. Den på detta sätt mätta tjockleken hos n+-skiktet var 1300 A.When the I-V characteristics of diodes connected in parallel with opposite polarity were observed, the etching was stopped immediately, and the channel depth was measured with a profile meter. The thickness of the n + layer measured in this way was 1300 Å.
Det ursprungliga framställningssteget efter skikt- tillväxten var en pyrolytisk avsättning av SiOZ-glas (looo A) på GaAs-brickan vid 4oo°c för att skydda n+-skik- tet under de efterföljande stegen. öppningar för spärrfria kontaktfingrar etsades i glasöverdraget under utnyttjande av fotolitografiska metoder. Tio öppntngar med längden 0,5 cm och bredden 12 um och det inbördes avståndet l mm 7909584'Û 10 15 20 25 30 35 14 utformades. Brickan etsades genom katodförstoftning (“sput- ter-etching") för att avlägsna GaAs till ett djup av 40 Å inom fingeröppningarna, varefter successiva skikt av Au-12% Ge (300 Å) och Au (2000 Å) pâfördes genom katodförstoftning ("sputter-coating"). Au/AuGe-filmen avgränsades fotolito- grafiskt i 25 um breda fingrar, som var förbundna med var-n andra vid ena änden och som låg över öppningarna i glaset.The initial post-layer production step was a pyrolytic deposition of SiO 2 glass (looo A) on the GaAs wafer at 40 ° C to protect the n + layer during the subsequent steps. openings for barrier-free contact fingers were etched in the glass coating using photolithographic methods. Ten openings with a length of 0.5 cm and a width of 12 μm and the mutual distance 1 mm were designed. The washer was etched by sputter etching to remove GaAs to a depth of 40 Å within the finger openings, after which successive layers of Au-12% Ge (300 Å) and Au (2000 Å) were applied by cathode sputtering (" sputter coating "). The Au / AuGe film was photolithographically delimited in 25 μm wide fingers, which were connected to each other at one end and which lay over the openings in the glass.
Alla de fotolitografiska stegen utfördes i standardutrust- ning, som utnyttjas för bearbetning av kiselbrickor. Brick- an utsattes sedan för glödgning i flytande N2 under 1 s vid 300°C på ett grafitvärmeband för att upprätta spärrfri kontakt mellan AuGe-fingrarna och n+-skiktet, vilket veri- fierades genom mätningar av testkontakter på brickan. Den konventionella metoden att legera vid 450°C utnyttjades icke, eftersom denna visade sig orsaka penetration av n+- skiktet och efterföljande förstöring av homoövergången.All the photolithographic steps were performed in standard equipment, which is used for processing silicon wafers. The washer was then subjected to annealing in liquid N 2 for 1 s at 300 ° C on a graphite heating strip to establish barrier-free contact between the AuGe fingers and the n + layer, which was verified by measuring test contacts on the washer. The conventional method of alloying at 450 ° C was not used, as this was found to cause penetration of the n + layer and subsequent destruction of the homo transition.
Kontaktfingrarna till n+-skiktet elektropläterades med Au till en tjocklek av 4 im. saksiaokontakten till p+-subst- ratet framställdes genom katodförstoftning av Au. Cellens aktiva area avgränsades genom etsning av en rektangulär me- 'Sê med dimensionen l cm x 0,5 cm i galliumarseniden (GaAs), och glasskiktet avlägsnades med buffrad HF. Cellens fing- rar vid detta stadium hade en tvärsektionsform, vilken lik- nade den som visas i fig 6 med undantag av att något anod- oxidskikt 28 icke fanns. Slutligen antireflexbelades cel- len med successiva skikt av Si0 (700 Å) och MgF2 (1200 A), som bildades genom elektronstrâlsföràngning. För GaAs med detta tvàskiktsöverdrag var medelreflexionsförmågan, mätt över väglängdsbandet 0,5-0,9 um, mindre än 5%.The contact fingers of the n + layer were electroplated with Au to a thickness of 4 μm. The sac contact to the p + substrate was made by cathode sputtering of Au. The active area of the cell was delimited by etching a rectangular medium measuring 1 cm x 0.5 cm in the gallium arsenide (GaAs), and the glass layer was removed with buffered HF. The fingers of the cell at this stage had a cross-sectional shape which was similar to that shown in Fig. 6 except that no anode oxide layer 28 was present. Finally, the cell was antireflected with successive layers of SiO (700 Å) and MgF2 (1200 Å), which were formed by electron beam evaporation. For GaAs with this two-layer coating, the mean reflectivity, measured over the path length band, was 0.5-0.9 μm, less than 5%.
En verkningsgradsmätning av cellen utfördes under utnyttjande av en högtrycks-Xe-lampa med ett vattenfilter såsom en simulerad AM-l-solkälla. Intensiteten hos infal- lande ljus inställdes på 1000 mWYcm2 under utnyttjande av en NASA-standard-Si-solcell, som kalibrerats för AM-1, så- som referens. Spänningen vid öppen krets (Voc) var 0,91 V, kortslutningsströmstyrkan (ISCI var 10,3 mA och fyllnads- faktorn 0,82, vilket gav en mätt omvandlingsverkningsgrad av l5,3%. När kontaktarean frånräknades, var den korrige- 10 15 20 25 30 35 7909584-0 15 rade verkningsgraden 17%. n-faktorn vid 100 mA/cm var 1,25, mätt från I-V-mörkerkarakteristikan, vilket indi- kerar god materialkvalitet tillsammans med långa diffu- sionssträckor för laddningsbärarna. Serieresistansen är 0,5 Q.An efficiency measurement of the cell was performed using a high pressure Xe lamp with a water filter as a simulated AM-1 solar source. The intensity of incident light was set at 1000 mWYcm2 using a NASA standard Si solar cell, calibrated for AM-1, as a reference. The voltage at open circuit (Voc) was 0.91 V, the short-circuit current (ISCI was 10.3 mA and the filling factor 0.82, which gave a measured conversion efficiency of l5.3%. When the contact area was deducted, it was corrected). The efficiency at 17 mA / cm was 1.25, measured from the IV dark characteristic, which indicates good material quality together with long diffusion distances for the charge carriers. , 5 Q.
Kvantumverkningsgraden hos cellen såsom en funktion av våglängden framgår av fig 7, och här kan man se, att kvantumverkningsgraden är högst vid längre våglängder, varvid en gradvis minskning sker vid kortare våglängder.The quantum efficiency of the cell as a function of the wavelength is shown in Fig. 7, and here it can be seen that the quantum efficiency is highest at longer wavelengths, whereby a gradual decrease takes place at shorter wavelengths.
Denna cell framställdes genom katodförstoftnings- och legeringsmetoder, vilket även om det är möjligt till följd av det relativt tjocka n+-skiktet icke är föredraget.This cell was produced by cathode sputtering and alloying methods, which although possible due to the relatively thick n + layer is not preferred.
'EXEMPEL 2 FOTOELEKTRISK ANORDNING AV GALLIUMARSENID OCH MED GRUND HOI-*IOÖVERGÅNG SAMT MED ETT ANODOXIDERAT ANTIREFLEXSKIKT En fotoelektrísk anordning framställdes på det i exempel l angivna sättet med undantag av att antireflex- överdraget utgjordes av ett anodoxidöverdrag och med un- dantag av att alla spärrfria kontakter elektropläterades.EXAMPLE 2 PHOTOELECTRIC DEVICE OF GALLIUM MARSENIDE AND BASED HOI * * IO TRANSITION AND WITH AN ANODOXIDATED ANTI-REFLECTIVE LAYER A photoelectric device was prepared in the manner set forth in Example 1 except that contacts were electroplated.
Det utnyttjade GaAs-skiktet bringades växa i ett AsCl3-Ga-H2-CVD-system på ett p+-substrat med Zn-dopning och (100)-orientering och en laddningsbärarkoncentration av 1018 cm*3. Ett p-skikt med en tjocklek av ca 2 um bringades först växa på substratet, följt av ett n+-skikt (nm5 x l018 cm-3), dopades med Zn resp S under utnyttjan- de av (C2H )2Zn- och H28-källor. Efter GaAs-tillväxten utsattes n -skiktet för anodoxidering på nedan angivet sätt.The utilized GaAs layer was grown in an AsCl 3 -Ga-H 2 CVD system on a p + substrate with Zn doping and (100) orientation and a charge carrier concentration of 1018 cm -1. A p-layer with a thickness of about 2 μm was first grown on the substrate, followed by an n + layer (nm5 x 10 18 cm-3), doped with Zn and S, respectively, using (C2H) 2Zn- and H28- sources. Following the growth of GaAs, the n layer was subjected to anode oxidation as described below.
Elektrolytlösningen för anodoxideringen framställdes genom sammanblandning av 3 g vinsyra med 100 ml H20, till- sättning av tillräckligt med NH4OH för att inställa pH på ca 6,2 och därefter tillsättning av 250 ml propylenglykol.The electrolyte solution for the anode oxidation was prepared by mixing 3 g of tartaric acid with 100 ml of H 2 O, adding enough NH 4 OH to adjust the pH to about 6.2 and then adding 250 ml of propylene glycol.
Slutligt pH var 4,6-5,8. Anodoxideringen av galliumarseni- den (GaAs) utfördes vid rumstemperatur under utnyttjande av en platinatråd som katod. Ett skär anodoxidskikt med likformig tjocklek uppnåddes under utnyttjande av en lik- strömskälla med en spänningsbegränsare. Likströmskällan inställdes på en strömstyrka, som motsvarade en strömtät- 7939584-0 10 15 20 25 30 35 16 het av ca 750 uA/cmz för GaAs-anoden, och den maximala utspänningen inställdes på ca 43 V. Strömstyrkan_förblev initialt konstant, tills spänningen ökade till sitt be- gränsningsvärde, varefter spänningen förblev konstant och strömstyrkan ökade. Anodoxideringen avbröts, när ström- styrkan föll till en tiondel av sitt initialvärde. Tjock- leken (mätt genom ellipsometri under utnyttjande av en He-Ne-laser) hos anodoxidskiktet var ca 20 Å/V och var icke starkt beroende av strömtätheten. Det alstrade skik- tet krävde mindre än 5 min, var ca 850 Å tjockt och för- brukade ca 550 A av GaAs-skiktet. Anodoxidskiktet var stabilt upp till åtminstone 250°C i luft. De optiska kons tanterna mättes genom ellipsometri vid 4358 och 5461 Å under utnyttjande av en Hg-lampa och vid 6328 Å under ut- nyttjande av en He-Ne-laser* Värdena för brytningsindexet n vid dessa Våálängder var 1,91, 1,85 resp 1,83, såsom åskådliggöres i det inlagda diagrammet i fig 8. Värdena för utsläckningskoefficienten k var mycket låga, och för tjockleken hos de använda anodoxidskikten var absorptionen negligerbar, Noggrannheten hos de mätta värdena för de optiska konstanterna (och antireflexskiktets effektivitetf framgår av fig 8 genom den nära överensstämmelsen mellan det mätta ref1exionsspektrumet.hos ett 800 Å tjockt anod- oxidskikt på GaAs och värdet för denna struktur, beräknat under utnyttjande av de n-värden, som uppnâddes från kur- van i det i fiq 8 inlagda diagrammet, k = 0 för anodoxid- skiktet och optiska totalkonstanter för GaAs.Final pH was 4.6-5.8. The anode oxidation of gallium arsenide (GaAs) was performed at room temperature using a platinum wire as a cathode. A cutting anode oxide layer of uniform thickness was obtained using a direct current source with a voltage limiter. The DC source was set to a current corresponding to a current density of about 750 uA / cm 2 for the GaAs anode, and the maximum output voltage was set to about 43 V. The current_ remained initially constant until the voltage increased. to its limit value, after which the voltage remained constant and the current increased. Anodic oxidation was stopped when the current dropped to one tenth of its initial value. The thickness (measured by ellipsometry using a He-Ne laser) of the anode oxide layer was about 20 Å / V and was not strongly dependent on the current density. The generated layer required less than 5 minutes, was about 850 Å thick and consumed about 550 A of the GaAs layer. The anode oxide layer was stable up to at least 250 ° C in air. The optical constants were measured by ellipsometry at 4358 and 5461 Å using a Hg lamp and at 6328 Å using a He-Ne laser * The values for the refractive index n at these Vavel lengths were 1.91, 1.85 respectively 1.83, as illustrated in the plotted diagram in Fig. 8. The values of the extinction coefficient k were very low, and for the thickness of the anode oxide layers used the absorption was negligible. The accuracy of the measured values of the optical constants (and the anti-reflection layer efficiency is shown in Figs. 8 by the close correspondence between the measured reflection spectrum.at an 800 Å thick anode oxide layer on GaAs and the value of this structure, calculated using the n-values obtained from the curve in the diagram plotted in fig. 8, k = 0 for the anode oxide layer and total optical constants for GaAs.
Ett Au-skikt med en tjocklek av ca 3 um avsattes se- dan genom elektroplätering på p+-substratet för bildande av en baksidokontakt. En fotoresistmask (AZ l350J) slungades På anodoxidskiktet,-och fotolitografiska metoder utnyttja- des för att etsa öppningar för spärrfria kontaktfingrar i anodoxidskiktet (anodoxidskiktet upplöses lätt i AZ-foto- resistframkallaren och även i HCl). Där fanns tio öppning- ar, 0,5 em långa een 12 (im breda een med ett inbördes av- Sfiånd av 1 mm, varvid öppningarna var inbördes förbundna med en samlingsledning vid ena änden. Ett Au-skikt med en tjocklek av ca 3 um avsattes sedan genom elektropläte- 10 15 20 25 30 35 7909584-0 17 ring genom öppningarna, och skivan glödgades i N2 under l s vid 300°C på ett grafitvärmeband för att åstadkomma spärrfri kontakt mellan Au-fingrarna och n+-skikten. Slut- ligen avgränsades cellens aktiva omrâde genom etsning av gallíumarseniden för att bilda en rektangulär mesa med storleken l om x 0,5 cm.An Au layer with a thickness of about 3 μm was then deposited by electroplating on the p + substrate to form a back contact. A photoresist mask (AZ 1350J) was thrown onto the anode oxide layer, and photolithographic methods were used to etch openings for barrier-free contact fingers in the anode oxide layer (the anode oxide layer dissolves easily in the AZ photoresist developer and also in HCl). There were ten openings, 0.5 cm long and 12 mm wide with a mutual distance of 1 mm, the openings being interconnected by a manifold at one end. An Au layer with a thickness of about 3 was then deposited by electroplating through the openings, and the wafer was annealed in N 2 for 1 hour at 300 ° C on a graphite heating strip to provide barrier-free contact between the Au fingers and the n + layers. The active area of the cell was delimited by etching the gallium arsenide to form a rectangular mesa measuring 1 x 0.5 cm.
Verkningsgradsmätningar under utnyttjande av en hög- trycks-Xe-lampa med ett vattenfilter som simulerade AM-l- källa utfördes. Intensiteten hos infallande ljus inställ- des på 100 mW/cmz under utnyttjande av en NASA-mätt GaAs- solcell som referens. Cellen mättes också på laboratoriets tak vid omgivningstemperaturen ca 20°C. Den med en pyra- nometer mätta densiteten hos solstrålflödet var 98 mW/cmz, nära AM-l-förhållanden. Spänningen hos den öppna kretsen visade sig vara 0,97 V, strömstyrkan hos kortsluten krets visade sig vara 25,6 mA/cmz och fyllnadsfaktorn 0,81, vil- ket gav en uppmätt omvandlingsverkningsgrad av 20,5% utan korrigering med hänsyn till arean hos kontaktfingrarna.Efficiency measurements using a high-pressure Xe lamp with a water filter that simulated the AM-1 source were performed. The intensity of incident light was set at 100 mW / cmz using a NASA-measured GaAs solar cell as a reference. The cell was also measured on the laboratory roof at the ambient temperature of about 20 ° C. The density of the solar beam flux measured with a pyranometer was 98 mW / cm 2, close to AM-1 ratios. The voltage of the open circuit was found to be 0.97 V, the current of the short-circuited circuit was found to be 25.6 mA / cm 2 and the filling factor 0.81, which gave a measured conversion efficiency of 20.5% without correction with respect to the area. at the contact fingers.
Kvantumverkningsgraden hos denna cell visas såsom en funk- tion av våglängden i fig 9. Kvantumverkningsgraden över- skred 90% vid maximum men minskade tämligen kraftigt vid kortare våglängder.The quantum efficiency of this cell is shown as a function of the wavelength in Fig. 9. The quantum efficiency exceeded 90% at maximum but decreased quite sharply at shorter wavelengths.
. EXEMPEL 3 FOTOELEKTRISK ANORDNING AV GALLIUMARSENID MED GRUND HOMO- I ÖVERGÅNG PA GERMANIUMSUBSTRAT Tillväxtmetoden och -apparaten i exempel 1 utnyttja- des med nedan angivna undantag. Ge-substraten orienterades (100) 20 förskjutet mot (110) och preparerades genom att de överdrogs med S102 på baksidan för att minska Ge-sjä1v- dopning av GaAs-skikten under tillväxten. Elektronkoncent- rationen i nominellt icke dopade skikt, som avsatts på des- 15 3. Gitterkonstanf sa överdragna substrat, var 5 x 10 cm- terna och längdutvidgningskoefficienterna för Ge och GaAs var välmatchade, ett fördelaktigt tillstånd för att man skall uppnå epitaxieila skikt av goa kvalitet.. EXAMPLE 3 PHOTOELECTRIC DEVICE OF GALLIUM MARSENIDE BASED ON HOME IN THE TRANSITION OF GERMANIUM SUBSTRATE The growth method and apparatus of Example 1 were used with the following exceptions. The Ge substrates were oriented (100) offset towards (110) and prepared by coating them with S102 on the back to reduce Ge self-doping of the GaAs layers during growth. The electron concentration in nominally non-doped layers, deposited on the coated substrates, was 5 x 10 cm and the length expansion coefficients for Ge and GaAs were well matched, an advantageous condition for obtaining epitaxial layers of goa quality.
Den för solcellerna utnyttjade dopningsprofilen visas i fig 10. Ge-substratet av p+-typ var kraftigt dopat med GH (8 x 1018 cm_3) för att överdopa eventuell As, som kan 790958-4--0 10 15 20 25 30 35 18 diffundera in i germaniumet under utfällningen av GaAs och för att säkerställa tunnelbildning genom eventuella tunna barriärer, som skulle kunna uppstå vid gränsytan hos heteroövergången. Bufferskiktet av p+-GaAs var kraf- tigt dopat med Zn; ånyo för att säkerställa tunnelbild- ning och också för att överdopa germanium, som diffunde- rar in i galliumarseniden (GaAs) under tillväxten. Änd- ringen av hâlkoncentrationen från 5 x 1018 cm_3 i buf- fertskiktet till l x 1017 cm_3 i det aktiva skiktet gav ett baksidofält för att öka samlingsverkningsgra- den. Skikten av n+-typ dopades till en bärarkoncentra- tion 5 x 1018 cm_3 med svavel, hade en skiktresistivitet i området 45-100 Q/u och en elektronrörlighet av ~l000 cmz/Vs .The doping profile used for the solar cells is shown in Fig. 10. The p + -type Ge substrate was heavily doped with GH (8 x 1018 cm_3) to dopate any As, which may diffuse. into the germanium during the precipitation of GaAs and to ensure tunnel formation through any thin barriers that might arise at the interface of the hetero transition. The buffer layer of p + -GaAs was strongly doped with Zn; again to ensure tunnel formation and also to overlay germanium, which diffuses into the gallium arsenide (GaAs) during growth. The change in the holding concentration from 5 x 1018 cm_3 in the buffer layer to 1 x 1017 cm_3 in the active layer gave a backside field to increase the aggregate efficiency. The n + type layers were doped to a carrier concentration 5 x 1018 cm -1 with sulfur, had a layer resistivity in the range 45-100 Q / h and an electron mobility of ~ 1000 cm 2 / Vs.
Ett antireflexöverdrag framställdes på n+-skiktet genom anodoxidering, som förbrukade GaAs i en tjocklek, som var lika med 0,66 ggr tjockleken hos alstrat oxidskikt.An anti-reflective coating was prepared on the n + layer by anode oxidation, which consumed GaAs at a thickness equal to 0.66 times the thickness of the oxide layer generated.
Anodoxideringslösningen framställdes genom att 3 g vinsyra sattes till 100 ml H20, genom att pH inställdes på 6,2 med NH4OH och genom att 250 ml propylenglykol tillsattes.The anode oxidation solution was prepared by adding 3 g of tartaric acid to 100 ml of H 2 O, by adjusting the pH to 6.2 with NH 4 OH and by adding 250 ml of propylene glycol.
Oxidskiktets tjocklek var proportionell mot den för anod- oxideringen använda begränsningsspänningen, Den tjocklek, som erfordras för ett optimal antireflexskikt, var 850 Å, som uppnâddes vid en begränsningsspänning av 43 V.The thickness of the oxide layer was proportional to the limiting voltage used for the anode oxidation. The thickness required for an optimal anti-reflection layer was 850 Å, which was achieved at a limiting voltage of 43 V.
,Kontakt till det mycket tunna n+-skiktet framställdes lätt, eftersom_detta hade hög dopningshalt, Elektropläte- rat Au bildade spärrfria kontakter med en specifik resis- tans av 8 x 10-5 Qcmz. Elektropläterat Sn bildade också spärrfria kontakter,.ehuru deras resistans icke mättes. _Sn hade fördelen att i den för GaAsfanodoxideringen ut- nyttjade lösningen anodoxiderades även Sn och bildade en oxid, som var tillräckligt motstândskraftig för att låta GaAs anodoxideras i närvaro av Sn-kontakter., Contact to the very thin n + layer was easily made, because_this had a high doping content, Electroplated Au formed barrier-free contacts with a specific resistance of 8 x 10-5 Qcmz. Electroplated Sn also formed barrier-free contacts, although their resistance was not measured. Sn had the advantage that in the solution used for the GaAsphanodoxidation, Sn was also anodized and formed an oxide which was sufficiently resistant to allow GaAs to be anodized in the presence of Sn contacts.
Två olika tillverkningsmetoder utnyttjades för celler med Au- och Sn-kontaktfingrar, såsom visas i fig 4 och 5.Two different manufacturing methods were used for cells with Au and Sn contact fingers, as shown in Figures 4 and 5.
För anordningarna med Au-kontakter anodoxiderades n+- skiktet först, etsades därefter fingeröppningarna genom oxiden under utnyttjande av en fotoresistmask och pläte- 10 15 20 25 30 35 7909584-0 19 rades Au under utnyttjande av samma mask. För celler med Sn-kontakter pâfördes Sn-fingrarna först genom plätering under utnyttjande av en fotoresistmask, varefter foto- resistmasken avlägsnades och n+-skiktet anodoxiderades.For the devices with Au contacts, the n + layer was anodized first, then the finger openings were etched through the oxide using a photoresist mask, and Au was plated using the same mask. For cells with Sn contacts, the Sn fingers were first applied by plating using a photoresist mask, after which the photoresist mask was removed and the n + layer was anodized.
Vid detta tillvägagångssätt blev n+-skiktet tjockare un- der Sn-kcntakterna än under anodoxidskiktet, varför man fick en större separation mellan metallen och p-n-över- gängen än vid utnyttjande av Au-kontakter. Eftersom n+- skiktet är så tunt, förmodas den ökade separationen vara bättre för anordningsutbytet och pålitligheten.In this approach, the n + layer became thicker under the Sn contacts than under the anode oxide layer, so that a greater separation was obtained between the metal and the p-n junction than when using Au contacts. Because the n + layer is so thin, the increased separation is believed to be better for device yield and reliability.
En mesa-etsning av galliumarseniden utnyttjades för att avgränsa cellernas aktiva område, och baksidokontak- ten till Ge-substratet framställdes genom Au-plätering.A mesa etch of the gallium arsenide was used to delineate the active region of the cells, and the back contact to the Ge substrate was made by Au plating.
Ingen legerings- eller vakuumbearbetning utnyttjades vid cellframställningen.No alloy or vacuum machining was used in cell production.
Mätningar av spektralkänsligheten som en funktion av n+-skiktets tjocklek utfördes med små celler med 0,05 cmz area och med två Sn-kontaktfingrar, som befann sig 0,5 mm från varandra och var anslutna till en Sn-samlings- ledning vid ena änden Det av n+~typ varande skiktet, som initialt var 2000 Å tjockt och hade en skiktresistans av 45 Q/h , gjordes tunnare genom omväxlande anodoxidering och avlägsning eller strippning. Den externa kvantumverk- ningsgraden, som är förhållandet mellan antalet samlade laddningsbärare (Isa/q) och antalet infallande fotoner, mättes efter var och en av de tre anodoxideringsförloppen vid 43 V, så att cellerna antireflexbehandlades under varje mätning. Värdena för Isa och infallande fotonflöde mättes såsom en funktion av våglängden i en spektrometer, som var arrangerad på ett sådant sätt, att allt ljus föll mel- lan de två kontaktfingrarna. Resultaten för cell l anges i fig ll, som visar att minskningen av n+-skiktets tjock- lek resulterar i en märkbar förbättring av kvantumverk- ningsgraden, särskilt vid kortare våglängder. Detta var vän- tat på grund av galliumarsenidenslfikß absorptionskoefficien- ter (1042-105 mfl höga ytrekombinationshastigheten, vilken förmodas ligga runt 10 ), som ökar med ökande våglängd, och den cm/s. Energiomvandlingsverkningsgraden för varje 7909584-0 10 l5 20 25 30 35 20 n+-skikttjocklek anges också i fig ll. Dessa värden mät- tes, när cellen helt belystes med en simulerad AM-l-käl- la, varvid ingen korrigering gjordes för fingrarnas area.Measurements of the spectral sensitivity as a function of the thickness of the n + layer were performed with small cells with an area of 0.05 cm 2 and with two Sn contact fingers, which were 0.5 mm apart and were connected to a Sn bus at one end. The n + type layer, which was initially 2000 Å thick and had a layer resistance of 45 / / h, was made thinner by alternating anode oxidation and removal or stripping. The external quantum efficiency, which is the ratio between the number of total charge carriers (Isa / q) and the number of incident photons, was measured after each of the three anode oxidation processes at 43 V, so that the cells were antireflected during each measurement. The values of Isa and incident photon flux were measured as a function of the wavelength in a spectrometer, which was arranged in such a way that all light fell between the two contact fingers. The results for cell 1 are given in Fig. 11, which shows that the reduction in the thickness of the n + layer results in a noticeable improvement in the quantum efficiency, especially at shorter wavelengths. This was expected due to the absorption coefficients of gallium arsenide l (kß (1042-105 mfl high surface recombination rate, which is assumed to be around 10), which increases with increasing wavelength, and the cm / s. The energy conversion efficiency for each n + layer thickness is also given in Fig. 11. These values were measured when the cell was completely illuminated with a simulated AM-1 source, whereby no correction was made for the area of the fingers.
Fig 12 visar den slutliga spektralkänsligheten hos cell 2, som framställdes efter cell l. Skiktet av n+- typ var något tunnare än hos cell l, och känsligheten var därför något förbättrad vid de kortare våglängderna. Kur- van för den interna kvantumverkningsgraden, som är förhål- landet mellan Isc/q och den hastighet, med vilken fotoner inträder i halvledaren, uppnâddes med hjälp av den uppmät- ta externa verkningsgraden genom korrigering fiör spektral- reflexionsförmågan. hos den antireflexbehandlade cellen.Fig. 12 shows the final spectral sensitivity of cell 2, which was produced after cell 1. The n + -type layer was slightly thinner than that of cell 1, and the sensitivity was therefore slightly improved at the shorter wavelengths. The curve for the internal quantum efficiency, which is the ratio between Isc / q and the velocity at which photons enter the semiconductor, was achieved by means of the measured external efficiency by correction of the spectral reflectance. in the anti-reflex-treated cell.
Denna kurva visar, att cellutformningen ligger mycket nära den optimala.This curve shows that the cell design is very close to the optimal one.
AM-l-energiverkningsgraderna för cellerna l och 2 och två andra små celler, som framställts sida vid sida på samma bricka, anges i fig 13 som en funktion av n+-skik- tets tjocklek. För att uppnå extra tjockleksvärden ut- sattes cellerna 2, 3 och 4 först för anodoxidering vid 10, 20 resp 30 V, varefter oxiden avlägsnades. Alla fyra cellerna utsattes sedan gemensamt för anodoxidering till 43 V för att ge ett antireflexskikt, varefter följde av- lägsning av anodoxidskiktet, förnyad anodoxidering till 43 V, förnyad avlägsning av anodoxidskiktet och ännu en anodoxidering till 43 V4 Verkningsgradsmätningar gjordes efter varje anodoxidering till 43 V. Efter det tredje av dessa anodoxideringsförlopp hade verkningsgraden hos cell 3 sjunkit till 10%, medan cell 4 hade väsentligen ingen känslighet för ljus.The AM-1 energy efficiencies of cells 1 and 2 and two other small cells, produced side by side on the same tray, are given in Fig. 13 as a function of the thickness of the n + layer. To achieve extra thickness values, cells 2, 3 and 4 were first subjected to anode oxidation at 10, 20 and 30 V, respectively, after which the oxide was removed. All four cells were then jointly subjected to anode oxidation to 43 V to give an anti-reflection layer, followed by removal of the anode oxide layer, renewed anode oxidation to 43 V, renewed removal of the anode oxide layer and another anode oxidation to 43 V4. Efficiency measurements were made after each 43 V After the third of these anode oxidation processes, the efficiency of cell 3 had dropped to 10%, while cell 4 had essentially no sensitivity to light.
Under antagande att cellutsignalen faller till noll, när avlägsningen av n+-skiktet är fullständig, skulle för cellerna 1_4 ett fullständigt avlägsnande uppträda vid en total anodoxideringsspänning mellan l49 och 159 V, slut- värdena för cellerna 3 resp 4. För ändamålet att uppteckna nämnda data antogs, att fullständigt avlägsnande skulle uppträda vid 154 V. Under användning av ett avlägsnings- förhållande av l3,3 Å/V befanns den initiala tjockleken hos n+-skiktet vara 2050 A. Tjockleken hos det n+-skikt, l0 15 20 25 30 35 7909584-0 21 som kvarstod efter vart och ett av de successiva anodoxi- deringsförloppen, beräknades genom att den totala avlägs- nade tjockleken beräknades med utgångspunkt från summan av de spänningar, som utnyttjas fram till denna punkt, och sedan subtraherades från ursprungstjockleken. Tjockleksvär- dena i fig ll, l2 och 13 uppnåddes på detta sätt. För alla punkter i fig 13 var fyllnadsfaktorn 0,82 och Vóc 0,97 V.Assuming that the cell output signal drops to zero, when the removal of the n + layer is complete, for cells 1_4 a complete removal would occur at a total anode oxidation voltage between 149 and 159 V, the final values of cells 3 and 4, respectively. For the purpose of recording said data it was assumed that complete removal would occur at 154 V. Using a removal ratio of 13.3 Å / V, the initial thickness of the n + layer was found to be 2050 A. The thickness of the n + layer, 10 15 7909584-0 21 remaining after each of the successive anode oxidation processes, was calculated by calculating the total removed thickness based on the sum of the voltages used up to this point, and then subtracting from the original thickness. The thickness values in Figs. 11, 12 and 13 were obtained in this way. For all points in Fig. 13, the fill factor was 0.82 and Vóc 0.97 V.
När tjockleken hos n+-skiktet reduceras till under 200 Å, faller verkningsgraden tvärbrant från maximivärdet 2l,2%.When the thickness of the n + layer is reduced to below 200 Å, the efficiency drops transversely from the maximum value 21.2%.
Sju större celler med storleken l cm x 0,49 cm fram- ställdes av tre olika skivor. Antingen Au eller Sn utnytt- jades för kontaktfingermönstret, som bestod av 20 fingrar på 0,5 cm avstånd från varandra och med en samlingsledning vid ena änden. Fingrarna täckte 4% av den totala arean.Seven larger cells measuring 1 cm x 0.49 cm were produced from three different discs. Either Au or Sn was used for the contact finger pattern, which consisted of 20 fingers at a distance of 0.5 cm from each other and with a manifold at one end. The fingers covered 4% of the total area.
En cell med Au-kontakter kortslöts partiellt, och en cell med Sn-kontakter förtunnades alltför mycket. Mätningar av energiverkningsgraden med hjälp av en högtrycks-Xe-lampa och ett waferfilter som en simulerad AM-l-källa utfördes med de övriga fem cellerna. Intensiteten hos infallande ljus inställdes på 100 mW/cmz under utnyttjande av en NASA~@ätt GaAs-solcell som referens. I tabell l anges de uppmätta värdena för Voc, I ningsgrad samt den initiala skiktresistansen och den tota- sc, fyllnadsfaktor och verk- la anodoxideringsspänningen. Oberoende mätningar vid NASA~ Lewis Research Center bekräftade dessa resultat. Skikt- resistansvärdena ger en viss indikation på den initiala tjockleken hos n+-skiktet; ett värde av 100 Å/5 motsva- rar ca 1200 Å. Den totala anodoxideringsspänningen är sum- man av de begränsningsspänningar, som utnyttjades vid en serie av anodoxiderings/avlägsningssteg, vid vilka tjock- leksminskningsförhållandet var 20 Å/V. För varje cell ut- fördes slutanodoxideringen vid 43 V för att ge ett anti- reflexskikt. Omvandlingsverkningsgradsvärdena, som icke korrigerats för kontakternas area, var samtliga inom områ- det l7-20%. 19u9sß4+0 22 mfl mß.o m.flH Sá SH 3 ä .S m 2 26 QS äá 2: S ä 3 .N S 2.0 23 E... 3 ä ä .m m 2 mmá i: ä... å 2 å, S N 8 36 0.2 36 S NS å 3 H N ¶ _ u ¶ _. .. ¶ _ flmnm nouxmw 1 mm wo wøflømwmw mcmuwßwon Hflmuma nu nu |mwuHøxno> lflflhm H > lmwcfluwwflwouoam |uwflxm xuxuudou nxuflun Hflwo :Tä |Tz< åèë :Tš . Hmuâ.. Éflfä åk., H .Eäëa 10 15 20 25 30 35 7909584-0 23 EXEMPEL 4 _' ELEKTRODBOMBARDEMANG AV GaAs-SOLCELLER MED GRUND HOMO- ÖVERGÅNG Det har rapporterats. att bestrålning av Gal_xAlxAs/ GaAs-solceller med heteroyta medelst elektroner gör att omvandlingsverkningsgraderna hos dessa celler dramatiskt minskar. Det förmodas partiellt bero på att diffusions- längderna för minoritetsbärarna i p- och n-skikten mins- kar med ökande elektronbestrålning och partiellt bero på att ytrekombinationshastigheten vid Gal_xAlxAs/GaAs- gränsytan ökar med ökande elektronbestrålning. Det har förmodats, att de här beskrivna cellernas n+/p/p+-struk- tur skulle dramatiskt öka resistansen mot cellnedbryt- ningen under elektronbestrålning. Om så är fallet, skulle n+/p/p+-GaAs-solcellerna med grund homoövergâng vara ut- märkta kandidater för användning i rymdtekniken, inbegri- pande rymdfarkoster, soldrivna satelliter etc.A cell with Au contacts was partially short-circuited, and a cell with Sn contacts was thinned too much. Measurements of the energy efficiency using a high-pressure Xe lamp and a wafer filter as a simulated AM-1 source were performed with the other five cells. The intensity of incident light was set at 100 mW / cm 2 using a NASA® GaAs solar cell as a reference. Table 1 shows the measured values for Voc, I ning degree as well as the initial layer resistance and the tota- sc, fill factor and actual anode oxidation voltage. Independent measurements at NASA ~ Lewis Research Center confirmed these results. The layer resistance values give a certain indication of the initial thickness of the n + layer; a value of 100 Å / 5 corresponds to about 1200 Å. The total anode oxidation voltage is the sum of the limiting voltages used in a series of anode oxidation / removal steps, in which the thickness reduction ratio was 20 Å / V. For each cell, the final anode oxidation was performed at 43 V to give an anti-reflective layer. The conversion efficiency values, which were not corrected for the area of the contacts, were all within the range of 17-20%. 19u9sß4 + 0 22 m fl mß.o m. Fl H Sá SH 3 ä .S m 2 26 QS äá 2: S ä 3 .NS 2.0 23 E ... 3 ä ä .mm 2 mmá i: ä ... å 2 å, SN 8 36 0.2 36 S NS å 3 HN ¶ _ u ¶ _. .. ¶ _ fl mnm nouxmw 1 mm wo wø fl ømwmw mcmuwßwon H fl muma nu nu | mwuHøxno> l flfl hm H> lmwc fl uww fl wouoam | uw fl xm xuxuudou nxu fl un H fl wo: Tä | Tz <åèë. Hmuâ .. É fl fä åk., H .Eäëa 10 15 20 25 30 35 7909584-0 23 EXAMPLE 4 _ 'ELECTRODOM BOMBARDEANG OF GAAS SOLAR CELLS BASED ON GAY TRANSITION It has been reported. that irradiation of Gal_xAlxAs / GaAs solar cells with heteroy surface by electrons dramatically reduces the conversion efficiencies of these cells. This is thought to be partly due to the fact that the diffusion lengths of the minority carriers in the p- and n-layers decrease with increasing electron radiation and partly due to the fact that the surface recombination velocity at the Gal_xAlxAs / GaAs interface increases with increasing electron radiation. It has been hypothesized that the n + / p / p + structure of the cells described herein would dramatically increase the resistance to cell degradation during electron irradiation. If so, the n + / p / p + -GaAs solar cells with a basic gay transition would be excellent candidates for use in space technology, including spacecraft, solar-powered satellites, etc.
För att testa detta förmodande utfördes en serie experiment, vid vilka GaAs-solceller, som hade grund homo- övergång och som beskrivits här, bestrålades med 1 MeV- 14-1ol6 exakt- elektroner/cmz är ekvivalent mot elektroner från elektronflöden i området 10 roner/cm2. Flödet 1016 doser, som elektroniska anordningar skulle utsättas för under 50 år i ett synkront kretslopp (orbit).To test this hypothesis, a series of experiments were performed in which GaAs solar cells, which had a shallow homo transition and described here, were irradiated with 1 MeV-14-1ol6 exact electrons / cm 2 equivalent to electrons from electron fluxes in the range of 10 rons / cm2. Flow 1016 doses, to which electronic devices would be exposed for under 50 years in a synchronous cycle (orbit).
Vid ett experiment utsattes en GaAs-solcell, som hade grund homoövergâng och som framställts enligt exempel 1 samt hade ett tunt n+-skikt om ca 1000 Å utan något därpå anbragt antifiexskikt, för elektronflöaen av o, s x 1014, 3,2 x 1015 och 1,0 x 1016 elektroner/cmz. Ändringen av strömstyrkan i kortsluten krets, Isc, orsakad av dessa elektronflöden, bestämdes genom integrering av kvantum- Verkningsgraderna med solspektrum vid AM-0 (air mass 0), som är representativt för rymdförhållanden. Fig 14 är ett sc)o' där (Isc)o slutningsströmstyrkan före elektïânbombardemanget. Såsom diagram av Isc/(I är den ursprungliga kort- framgår'var vid flöden av 1 x 10 elektroner/cmz minsk- ningen av Isc enbart ca 7%. Den motsvarande Gal_xAlxAs/GaAs- cellen rapporteras i litteraturen underkastas en 99% minsk- n 7909584-0 10 15 20 25 30 24 ning av ISC under motsvarande elektronflöde (jfr Walker, C.E., Byvik, C.E., Conway, E:J., Heinbockel, J.H.-och Doviak, MrJ., "Analytical and Experimental Study of l Mev Electron Irradiated GaAlAs/GaAs Heteroface Solar Cells," J. Electrohem; Soc.; Solid-State Science and Technolog , 2034~36 (1978).In one experiment, a GaAs solar cell, which had a shallow homo transition and was prepared according to Example 1 and had a thin n + layer of about 1000 Å without any antifix layer applied thereto, was exposed to the electron flux of o, sx 1014, 3.2 x 1015 and 1.0 x 1016 electrons / cmz. The change in current in the short-circuit, Isc, caused by these electron currents, was determined by integrating the quantum Efficiency with solar spectrum at AM-0 (air mass 0), which is representative of space conditions. Fig. 14 is a sc) o 'where (Isc) o the closing current before the electromagnetic bombardment. As a diagram of Isc / (I is the original short- it appears at flows of 1 x 10 electrons / cmz the decrease of Isc only about 7%. The corresponding Gal_xAlxAs / GaAs cell is reported in the literature subjected to a 99% decrease. n 7909584-0 10 15 20 25 30 24 ning of ISC under corresponding electron flux (cf. Walker, CE, Byvik, CE, Conway, E: J., Heinbockel, JH-och Doviak, MrJ., "Analytical and Experimental Study of l Mrs. Electron Irradiated GaAlAs / GaAs Heteroface Solar Cells, J. Electrohem; Soc .; Solid-State Science and Technolog, 2034 ~ 36 (1978).
Fig 15 anger motsvarande data för en GaAs-solcell, som har grund homoövergáng och ett tunt n+-skikt av ca 1400 Å och med ett genom anodoxidering avsatt antireflex- skikt, under elektronfiöaen från 5 x 1013 till 7 x 1015 elektroner/cmz. Denna cell mättes också under simulerade AM-Ocförhâllanden vid det ovanstående omrâdet av doser. Av fig 15 kan konstateras, att kortslutnings- strömstyrkan (Isc), när värdena har markeringen O, som indikerar värden före elektronbombardemanget, minskade med ca 20% vid 7 x 1015 elektroner/cm2, varvid även spänningen vid öppen krets (V00) gradvis minskade. Fyllnadsfaktorn, ff, ökade faktiskt svagt, innan den ånyo började minska med ökande flöden. Cellens omvandlingsverkningsgrad n, som var ca 14% vid AM~0 före elektronbestrâlningen, hade fortfarande 60% av sin ursprungliga verkningsgrad efter 15 elektroner/cmz. bombardemang med 7 x 10 Föreliggande uppfinning är industriellt användbar vid framställning av solceller, särskilt solceller för användning i rymdtekniken.Fig. 15 shows the corresponding data for a GaAs solar cell, which has a shallow homo transition and a thin n + layer of about 1400 Å and with an anti-reflection layer deposited by anode oxidation, below the electron flow from 5 x 1013 to 7 x 1015 electrons / cm 2. This cell was also measured under simulated AM-Oc conditions at the above range of doses. From Fig. 15 it can be stated that the short-circuit current (Isc), when the values have the marking 0, which indicates values before the electron bombardment, decreased by about 20% at 7 x 1015 electrons / cm2, whereby also the voltage at open circuit (V00) gradually decreased . The filling factor, ff, actually increased slightly, before it started to decrease again with increasing flows. The cell's conversion efficiency n, which was about 14% at AM ~ 0 before the electron irradiation, still had 60% of its original efficiency after 15 electrons / cm 2. The present invention is industrially useful in the manufacture of solar cells, in particular solar cells for use in space technology.
Fackmannen på omrâdet inser eller har möjligheter att bedöma genom enbart rutinexperimentering att många ekvivalenter är möjliga till de speciella beskrivna ut- föringsformerna av uppfinningen. Sådana ekvivalenter är avsedda.att inbegripas av de efterföljande patentkraven.The person skilled in the art realizes or has the possibilities to assess by mere routine experimentation that many equivalents are possible to the specially described embodiments of the invention. Such equivalents are intended to be included in the appended claims.
Claims (5)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US88907878A | 1978-03-22 | 1978-03-22 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| SE7909584L SE7909584L (en) | 1979-11-20 |
| SE439079B true SE439079B (en) | 1985-05-28 |
Family
ID=25394474
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SE7909584A SE439079B (en) | 1978-03-22 | 1979-11-20 | SET TO MAKE A PHOTO ELECTRIC DEVICE WITH BASIC HOME MOVEMENT |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0011629A4 (en) |
| JP (1) | JPS55500168A (en) |
| CA (1) | CA1137604A (en) |
| SE (1) | SE439079B (en) |
| WO (1) | WO1979000813A1 (en) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4753683A (en) * | 1985-09-09 | 1988-06-28 | Hughes Aircraft Company | Gallium arsenide solar cell system |
| EP0236447A1 (en) * | 1985-09-09 | 1987-09-16 | Hughes Aircraft Company | Gallium arsenide solar cell system |
| US5286698A (en) * | 1989-04-25 | 1994-02-15 | University Of Notre Dame Du Lac | Metal oxide catalysts |
| US10154923B2 (en) | 2010-07-15 | 2018-12-18 | Eyenovia, Inc. | Drop generating device |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3758348A (en) * | 1970-08-13 | 1973-09-11 | Westinghouse Electric Corp | Method for preparing solar cells |
| US3982265A (en) * | 1975-09-19 | 1976-09-21 | Bell Telephone Laboratories, Incorporated | Devices containing aluminum-V semiconductor and method for making |
| US4128843A (en) * | 1977-10-14 | 1978-12-05 | Honeywell Inc. | GaP Directed field UV photodiode |
-
1979
- 1979-03-21 JP JP50056879A patent/JPS55500168A/ja active Pending
- 1979-03-21 WO PCT/US1979/000181 patent/WO1979000813A1/en unknown
- 1979-03-22 CA CA000324090A patent/CA1137604A/en not_active Expired
- 1979-10-23 EP EP19790900329 patent/EP0011629A4/en not_active Ceased
- 1979-11-20 SE SE7909584A patent/SE439079B/en not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0011629A1 (en) | 1980-06-11 |
| EP0011629A4 (en) | 1980-10-17 |
| CA1137604A (en) | 1982-12-14 |
| SE7909584L (en) | 1979-11-20 |
| WO1979000813A1 (en) | 1979-10-18 |
| JPS55500168A (en) | 1980-03-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4227941A (en) | Shallow-homojunction solar cells | |
| Tiwari et al. | CdTe solar cell in a novel configuration | |
| Peter | The photoelectrochemical properties of anodic Bi2S3 films | |
| US4612411A (en) | Thin film solar cell with ZnO window layer | |
| US5217539A (en) | III-V solar cells and doping processes | |
| US4626322A (en) | Photoelectrochemical preparation of a solid-state semiconductor photonic device | |
| US4248675A (en) | Method of forming electrical contact and antireflection layer on solar cells | |
| US20110265865A1 (en) | Photovoltaic cells with cadmium telluride intrinsic layer | |
| GB2034973A (en) | Solar cell with multi-layer insulation | |
| WO2010151478A1 (en) | Method of making a semiconductor optical detector structure | |
| US20130104985A1 (en) | Photovoltaic device with mangenese and tellurium interlayer | |
| US4492811A (en) | Heterojunction photovoltaic device | |
| US4122476A (en) | Semiconductor heterostructure | |
| Turner et al. | High‐efficiency InP homojunction solar cells | |
| JP3646940B2 (en) | Solar cell | |
| GB2405030A (en) | Bifacial thin film solar cell | |
| Neumann‐Spallart et al. | Photoelectrochemical properties of semiconducting cadmium mercury telluride thin films with bandgaps between 1.47 and 1.08 eV | |
| RU2437186C1 (en) | Method of making solar photoelectric converter | |
| US20170077327A1 (en) | Photoelectric conversion element, solar cell, solar cell module, and solar power generating system | |
| SE439079B (en) | SET TO MAKE A PHOTO ELECTRIC DEVICE WITH BASIC HOME MOVEMENT | |
| CN113571594B (en) | Copper indium gallium selenium battery and manufacturing method thereof | |
| RU2575972C1 (en) | METHOD FOR PRODUCTION OF GaSb-BASED PHOTOCONVERTER | |
| US4608750A (en) | Preparation of photovoltaic device by electrochemical deposition | |
| US4644638A (en) | Photovoltaic device prepared by electroless deposition | |
| JP3130993B2 (en) | Solar cell |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| NUG | Patent has lapsed |
Ref document number: 7909584-0 Effective date: 19890426 Format of ref document f/p: F |