WO2016150549A2 - Druckbare tinte zur verwendung als diffusions- und legierungsbarriere zur herstellung von hocheffizienten kristallinen siliziumsolarzellen - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a printable hydride sol suitable for use as a diffusion and alloy barrier for the production of highly efficient crystalline silicon solar cells
  • the invention comprises the preparation and use of the sol or of the ink according to the invention. State of the art
  • a silicon wafer (monocrystalline, multicrystalline or quasi-monocrystalline, p- or n-type base doping) is freed of adherent saw damage by means of an etching process and "simultaneously", usually in the same etching bath, texturized in this case, the creation of a preferred
  • the surface of the wafer now acts as a diffuse reflector and thus reduces the directional, wavelength-dependent and the angle of incidence dependent Reflection, which ultimately leads to an increase in the absorbed portion of the incident on the surface light and thus increases the conversion efficiency of the solar cell.
  • the aforementioned etching solutions for treating the silicon wafers typically consist of dilute potassium hydroxide solution to which isopropyl alcohol has been added as solvent. Instead, other alcohols having a higher vapor pressure or higher boiling point than isopropyl alcohol may also be added, provided that the desired etching result can be achieved thereby.
  • Receives as desired etching result one typically has a morphology characterized by randomly-spaced, or rather, squared-out pyramids etched from the original surface. The density, the height and thus the base area of the pyramids can be influenced by a suitable choice of the above-mentioned constituents of the etching solution, the etching temperature and the residence time of the wafers in the etching basin.
  • the texturing of the monocrystalline wafers is carried out in the temperature range from 70 ° to 90 ° C., whereby etching removals of up to 10 ⁇ m per wafer side can be achieved.
  • the etching solution can consist of potassium hydroxide solution with an average concentration (10-15%).
  • this etching technique is hardly used in industrial practice. More often, an etching solution consisting of nitric acid, hydrofluoric acid and water is used.
  • This etching solution can be modified by various additives such as sulfuric acid, phosphoric acid, acetic acid, N-methylpyrrolidone and also surfactants, which u. a. Wetting properties of the etching solution and their etch rate can be specifically influenced.
  • These acid etch mixtures produce a morphology of interstitially arranged etch pits on the surface.
  • the etching is typically carried out at temperatures in the range between 4 ° C to ⁇ 10 ° C and the ⁇ tzabtrag here is usually 4 pm to 6 pm.
  • the silicon wafers are thoroughly cleaned with water and treated with dilute hydrofluoric acid to remove the chemical oxide layer formed as a result of the foregoing treatment steps and contaminants adsorbed and adsorbed thereto to prepare for subsequent high temperature treatment.
  • the wafers etched and cleaned in the previous step are heated at higher temperatures, typically between 750 ° C and ⁇ 000 ° C, with steam consisting of phosphorus. oxide, treated.
  • the wafers are exposed in a tube furnace in a controlled atmosphere quartz glass tube consisting of dried nitrogen, dried oxygen and phosphoryl chloride.
  • the wafers are introduced at temperatures between 600 and 700 ° C in the quartz glass tube.
  • the gas mixture is transported through the quartz glass tube. During transport of the gas mixture through the highly heated tube, the phosphoryl chloride decomposes into a vapor consisting of phosphorus oxide (eg P2O5) and chlorine gas. The vapor of phosphorus oxide u.
  • PSG phosphosilicate glass
  • the mixed oxide serves the silicon wafer as a diffusion source, wherein in the course of the diffusion, the phosphorus oxide diffuses in the direction of the interface between PSG glass and silicon wafer, where it is reduced (silicothermally) to phosphorus by reaction with the silicon on the wafer surface.
  • the resulting phosphor has a solubility which is orders of magnitude greater in silicon than in the glass matrix from which it is formed, and thus dissolves preferentially in silicon due to the very high segregation coefficient.
  • the phosphorus in silicon diffuses along the concentration gradient into the volume of silicon. Concentration gradients of the order of 10 5 between typical surface concentrations of 10 21 atoms / cm 2 and basic doping in the range of 10 16 atoms / cm 2 are formed in this diffusion process.
  • the typical depth of diffusion is from 250 to 500 nm and depends on the chosen diffusion temperature (eg, 880 ° C) and the total exposure time (heating & loading phase & driving phase & cooling) of the wafers in the highly heated atmosphere.
  • a PSG layer is formed, which typically has a layer thickness of 40 to 60 nm.
  • the composition of the gas mixture is adjusted so that the further supply of phosphoryl chloride is suppressed.
  • the surface of the silicon is further oxidized by the oxygen contained in the gas mixture, whereby a phosphoric oxide-degraded silicon dioxide layer, which likewise contains phosphorus oxide, is generated between the actual doping source, the phosphoric oxide highly enriched PSG glass and the silicon wafer.
  • the growth of this layer is much faster relative to the mass flow of the dopant from the source (PSG glass), because the oxide growth is accelerated by the high surface doping of the wafer itself (acceleration by one to two orders of magnitude). This will in a sense impoverishment or separation of the
  • Dotieretti achieved whose penetration with diffusing phosphorus oxide is influenced by the flow of material, which is dependent on the temperature and thus the diffusion coefficient. In this way, the doping of the silicon can be controlled within certain limits.
  • a typical duration of diffusion consisting of occupancy and driving phase is for example 25 minutes.
  • Composition of the gas atmosphere used for doping the formation of a so-called boron skin can be detected on the wafers.
  • This boron skin is dependent on various influencing factors: decisive for the doping atmosphere, the temperature, the doping time, the
  • Pretreatment were subjected (for example, their structuring with diffusion-inhibiting and / or -unterbindenden layers and
  • Dopant sources eg, boron oxide and boron nitride
  • compositions such as Al 2 O 3, SiO x N y , the latter containing the dopants in the form of mixed P2O5 and B2O3, as well as the liquid phase deposition of doping liquids (inks) and pastes.
  • the latter are often used in so-called in-line doping in which the corresponding pastes and inks are applied to the side of the wafer to be doped by suitable methods. After or even during the application, the solvents contained in the compositions used for doping are carried through
  • Doping sources for example, dilute solutions of phosphoric or boric acid, as well as sol-gel-based systems or solutions of polymeric Borazilitatien can be used.
  • Solvents from the aforementioned doping media are usually followed by a high-temperature treatment during which undesirable and interfering additives which cause the formulation are either "burned" and / or pyrolyzed., The removal of solvents and the burn-out may or may not , take place simultaneously.
  • the coated substrates usually pass through a continuous furnace at temperatures between 800 ° C and 1000 ° C, to shorten the cycle time, the temperatures in comparison to
  • Gas phase diffusion in the tube furnace can be slightly increased.
  • the prevailing in the continuous furnace gas atmosphere can according to the
  • Nitrogen dry air, a mixture of dry oxygen and dry nitrogen and / or, depending on the design of the furnace to be passed, zones of one and the other of the above
  • the wafers present after the doping are coated on both sides with more or less glass on both sides of the surface.
  • "More or less” in this case refers to modifications that can be applied in the context of the doping process: double-sided diffusion vs. quasi single-sided diffusion mediated by back-to-back arrangement of two wafers in a parking space of the used process boats The latter variant allows a predominantly one-sided doping, but does not completely prevent the diffusion on the back side
  • the wafers are on the one hand batch-transferred into wet process boats and with their aid immersed in a solution of dilute hydrofluoric acid, typically 2% to 5%, and left in this solution for a long time until either the surface completely vo n is the glasses liberated, or the process cycle has expired, a sum parameter of the necessary ⁇ tzdauer and the machine
  • Silicon wafer surface can be detected by the dilute aqueous hydrofluoric acid solution.
  • Hydrofluoric acid solution reached within 210 seconds at room temperature.
  • the etching of corresponding BSG glasses is slower and requires longer process times and possibly also higher concentrations of the hydrofluoric acid used.
  • the wafers are rinsed with water.
  • the etching of the glasses on the wafer surfaces can also be carried out in a horizontally operating method in which the wafers are introduced in a constant flow into an etching system in which the wafers pass through the corresponding process tanks horizontally (inline system).
  • the wafers are supported on rollers and rollers either through the process tanks and the etching solutions contained therein or the
  • Etch media transported by roll application to the wafer surfaces The typical residence time of the wafers in the case of etching the PSG glass is about 90 seconds, and the hydrofluoric acid used is somewhat more concentrated than in the batch process
  • the concentration of hydrofluoric acid is typically 5%.
  • the tank temperature compared to the
  • edge insulation - glass etching is a process engineering necessity, which results from the system-inherent characteristics of the double-sided diffusion, even with intentional unilateral back-to-back diffusion.
  • the front and back of the solar cell are parasitic and parasitic
  • the wafers are unilaterally via an etching solution
  • etching solution consisting of nitric acid and hydrofluoric acid.
  • the etching solution may contain as minor constituents, for example, sulfuric acid or phosphoric acid.
  • the etching solution is imparted via rollers to the
  • the etching removal typically achieved with these methods amounts to approximately 1 ⁇ m silicon (including the glass layer present on the surface to be treated).
  • the glass layer remaining on the opposite side of the wafer serves as a mask before
  • edge isolation can also be done with the help of
  • Plasma etching processes are performed. This plasma etching is then usually carried out before the glass etching. This will be several wafers stacked on each other and the outer edges become the plasma
  • the plasma is filled with fluorinated gases, for example
  • Tetrafluoromethane fed.
  • the front side coating of the subsequent solar cells is coated with an antireflection coating, which is usually made of amorphous and hydrogen-rich silicon nitride.
  • an antireflection coating which is usually made of amorphous and hydrogen-rich silicon nitride.
  • Alternative antireflection coatings are conceivable. Possible coatings may consist of titanium dioxide, magnesium fluoride, tin dioxide and / or corresponding stacked layers of silicon dioxide and silicon nitride. But it is technically possible also differently composed antireflection coatings.
  • the coating of the wafer surface with the above-mentioned silicon nitride fulfills essentially two functions: on the one hand, the layer generates an electric field due to the numerous incorporated positive charges that charge carriers in silicon can keep away from the surface and can significantly reduce the recombination speed of these charge carriers on the silicon surface (Field effect passivation), on the other hand, this layer generates depending on their optical parameters, such as refractive index and layer thickness, a reflection-reducing property, which contributes to that in the later solar cell more light can be coupled. Both effects can increase the conversion efficiency of the solar cell.
  • the layer generates an electric field due to the numerous incorporated positive charges that charge carriers in silicon can keep away from the surface and can significantly reduce the recombination speed of these charge carriers on the silicon surface (Field effect passivation)
  • this layer generates depending on their optical parameters, such as refractive index and layer thickness, a reflection-reducing property, which contributes to that in the later solar cell more light can be coupled. Both effects can increase the conversion efficiency of
  • Silicon nitride which has a refractive index of about 2.05.
  • the antireflection reduction is most pronounced in the wavelength range of the light of 600 nm.
  • the directional and non-directional reflection shows a value of about 1% to 3% of the originally incident light (perpendicular incidence to the surface normal of the silicon wafer).
  • the above-mentioned silicon nitride films are currently deposited on the surface generally by direct PECVD method.
  • a gas atmosphere of argon is ignited a plasma, in which silane and ammonia are introduced.
  • the silane and the ammonia are converted in the plasma by ionic and radical reactions to silicon nitride and thereby deposited on the wafer surface.
  • the properties of the layers can z. B.
  • the deposition of the above-mentioned silicon nitride layers can also be carried out using hydrogen as the carrier gas and / or the reactants alone. Typical deposition temperatures are in the range between 300 ° C to 400 ° C. Alternative deposition methods may be, for example, LPCVD and / or sputtering.
  • the front side electrode is defined on the silicon nitride coated wafer surface.
  • the electrode In industrial practice it has become established to produce the electrode by means of the screen printing method using metallic sintered pastes. However, this is just one of many different ways of producing the desired metal contacts.
  • the silver paste contains a special Glasfrit- mixture, mostly oxides and mixed oxides based on silica, borosilicate glass and lead oxide and / or bismuth oxide.
  • the glass frit fulfills essentially two functions: on the one hand it serves as a bonding agent between the wafer surface and the mass of the silver particles to be sintered, on the other hand it is responsible for the penetration of the silicon nitride covering layer in order to enable the direct ohmic contact to the underlying silicon.
  • the penetration of the silicon nitride takes place via an etching process with subsequent diffusion of silver present dissolved in the glass frit matrix into the silicon surface, whereby the ohmic Contact formation is achieved.
  • the silver paste is deposited by screen printing on the wafer surface and then dried at temperatures of about 200 ° C to 300 ° C for a few minutes.
  • double-printing processes also find industrial application, which makes it possible to print on an electrode grid generated during the first printing step, a congruent second one.
  • the strength of the silver metallization is increased, which can positively influence the conductivity in the electrode grid.
  • the solvents contained in the paste are expelled from the paste. Then the printed wafer passes one
  • Continuous furnace Such an oven generally has several heating zones, which can be independently controlled and tempered.
  • the wafers When passivating the continuous furnace, the wafers are heated to temperatures up to about 950 ° C. However, the single wafer is typically exposed to this peak temperature for only a few seconds. During the remaining run-up phase, the wafer has temperatures of 600 ° C to 800 ° C. At these temperatures, organic impurities contained in the silver paste, such as binders, are burned out and the etching of the silicon nitride layer is initiated. During the short time interval of the prevailing peak temperatures, contact with silicon occurs. Subsequently, the wafers are allowed to cool.
  • the front electrode grid consists of thin fingers
  • the typical height of the printed silver elements is usually between 10 pm and 25 pm.
  • the aspect ratio is rarely greater than 0.3, but can be significantly increased by the choice of alternative and / or adapted metallization.
  • alternative metallization is the Dispensing of metal paste called.
  • Customized metallization processes are based on two consecutive screen printing processes, optionally with the composition of two distinctive metal pastes (dual-print or print-on-print). In particular, in the latter method can be used with so-called floating buses, which ensures the removal of the current of the charge carrier collecting fingers, however, do not contact the silicon crystal itself directly ohm'sch. 6) Generation of the backward bus buses
  • the rear bus buses are also usually by means of
  • the back electrode is defined following the pressure of the bus buses.
  • the electrode material is made of aluminum, therefore, to define the electrode, an aluminum-containing paste by screen printing on the remaining free area of the wafer back with a
  • Edge distance ⁇ 1mm is printed.
  • the remaining components are those already mentioned under point 5 (such as solvents, binders, etc.).
  • the aluminum paste is bonded to the wafer during co-firing by causing the aluminum particles to start to melt during heating and remove silicon from the wafer in the wafer
  • This potential wall is generally referred to as backside field or back surface field.
  • edge isolation of the wafer has not already been carried out as described under point 3, this is typically carried out after co-firing with the aid of laser beam methods.
  • a laser beam is directed to the front of the solar cell and the front p-n junction is severed by means of the energy coupled in by this beam.
  • This trench with a depth of up to 15 pm as a result of
  • this laser trench is 30 pm to 60 pm wide and about 200 pm away from the edge of the solar cell. After their production, the solar cells are characterized and
  • solar cell architectures with both n-type and p-type base material include, among others
  • PERC p_assivated emitter rear contact
  • LBSF cells tocal back surface field
  • the essential elements of the cell consist of the front-side electrode grid, which
  • the so-called emitter which collects the charge carriers (electrons and holes) generated by incident light and, finally, as a result of its absorption.
  • these are the electrons, insofar as the currently prevailing technology for the production of solar cells with p Type base goes out.
  • the emitter makes it possible to generate the electrons (in this case minority charge carriers with a short finite life span, the latter in the range of a few to a few hundred, in the bulk of the silicon, the base or, to simplify matters, the absorber)
  • the back of the base of standard aluminum BSF cells has a highly doped p-type zone, the back side field. This highly doped zone acts on the electrons generated in the base comparable to a kind of mirror: they are in this region due to the rising gradient of the
  • This zone may have thicknesses in the range of 6 ⁇ to 8 pm. In addition to the "reflection" of the electrons, this zone collects the holes, which can then fictively pass over the back surface field into the adjacent differently composed aluminum-containing phases and beyond that remaining on the solar cell
  • FIG. 1a shows the schematic, unscaled cross section through a standard aluminum BSF solar cell (rear bus buses not shown).
  • FIG. 1 b shows the schematic, unscaled cross section through a PERC solar cell (rear bus not shown).
  • the PERC cell is now a further development of this standard aluminum BSF cell, such that the aluminum metallization applied to the rear side of the solar cell is supplemented by at least one further layer, a dielectric, which in this case lies between the silicon crystal and silicon dioxide located on the printed aluminum.
  • This dielectric layer is opened locally to allow contacting of the silicon with the aluminum paste.
  • This local metallization works in the case of the use of an aluminum paste, as is known in the case of full surface alloying of standard aluminum BSF solar cells.
  • the dielectric applied to the back surface must be sufficiently stable to the process conditions of incorporation of aluminum into the silicon that the hot paste can not or not completely penetrate the dielectric.
  • the backside dielectric when used to make PERC solar cells, performs at least two important functions: 1) It is responsible for the electronic
  • the surface passivation of the wafer back of the solar cell and reduces the surface recombination speed is between 500 cm / s and 1000 cm / s for standard aluminum BSF cells. It can be reduced to as much as 10 cm / s, or even less, due to the use of a suitable dielectric passivation layer.
  • the reduction in the surface recombination velocity leads to a reduction of the dark saturation current (Io) or the dark saturation current density in the solar cell. This dark current can be thought of as a parasitic current that is opposite to the photocurrent due to the absorption of solar radiation.
  • the relative voltage gain can be determined from the characteristic data given in equations [2] and [3] and their relationships of a PERC cell compared to a standard aluminum BSF cell.
  • Interface silicon dielectric reflects better than at the interface to the aluminum. This is the case for long-wave radiation ( ⁇ > 900 nm). Silicon has a relatively low level of indirect semiconductor
  • Absorption length can increase so much until the light can completely radiate through the thickness of a wafer (see Figure 2).
  • FIG. 2 shows the wavelength-dependent transmission, calculated using the transfer matrix method, of a polished silicon wafer covered on the front side with 80 nm SiNx (280-1100 nm). The thickness of the silicon wafer was based on 180 pm of the calculation. The transmission of the wafer is 1% at a wavelength of 925 nm.
  • FIG. 3 shows the calculated reflectivity of the silicon-silicon dioxide interface as a function of the wavelength and the angle of incidence for a polished silicon wafer. The calculation was carried out by means of the transfer matrix method (280-1100 nm). Light the
  • Wavelengths significantly smaller than 800 nm will, at a typical thickness of a silicon wafer, for example, 180 pm or less, be Silicon-silicon dioxide interface due to complete absorption in the
  • FIG. 4 shows the calculated reflectivity of the silicon-aluminum interface as a function of the wavelength and the angle of incidence for a polished silicon wafer.
  • the calculation was carried out by means of the transfer matrix method (280-1100 nm). Light of wavelengths significantly less than 800 nm will not be able to reach the silicon-aluminum interface due to complete absorption in silicon at a typical thickness of a silicon wafer, for example 180 ⁇ m or less.
  • the refractive indices and the absorption coefficients of aluminum certainly do not correspond to those of a conventionally screen-printed and fired aluminum screen printing paste.
  • the back side of the silicon solar cell is usually marked by the following further regions / phases before it makes its way to the aluminum: highly doped BSF zone, eutectic aluminum-silicon phase.
  • FIG. 5 shows the absorption of aluminum calculated using the transfer matrix method in the following test structure: SiNx (80 nm) / Si (180 ⁇ m) / Al (40 ⁇ m).
  • the angle of incidence on the test structure is 0 ° (parallel to the surface normal)
  • the wavelength range covers 280 nm to 1100 nm.
  • the regions / phases present on the back have been neglected: highly doped BSF Zone, eutectic aluminum-silicon phase.
  • the emitter zone was not considered.
  • the dielectric interlayer is not only responsible for improving the reflectivity on the back side of the solar cell, at the silicon silicon dioxide interface, but also reduces the parasitic absorption in the aluminum in the case of a PERC cell.
  • the parasitic absorption of aluminum is shown by a test structure in Figure 5. This amounts to 6.41 W / m 2 or 0.80% of the incident radiation available in the relevant wavelength range over the entire wavelength range shown.
  • the parasitic absorption of aluminum is significantly reduced, which, combined with the increased reflectivity at the silicon-silicon dioxide interface ultimately contributes to an increase in the short-circuit current density and thus to an increase in the efficiency of the solar cell (see model calculations in Table 1).
  • Table 1 Test structures calculated for different solar cells using the transfer matrix method. For the calculation, a polished silicon wafer was assumed, the angle of incidence on the test structure is 0 ° (parallel to the surface normal), the wavelength range covers 280 nm to 1100 nm (804.60 W / m 2 ). It indicates the absorbed power in each layer as well as its contribution to the power radiated over the entire wave range. The absorbed power in the silicon wafer has been converted into a maximum photocurrent to be achieved. The calculation does not take into account deviations from the vertical incidence of radiation, ie effects which due to the surface texture of the Solar cell yield. In practice, a higher difference in short-circuit current density between the two cells is expected.
  • the first effect contributes to a reduction in the dark current saturation density in the base of the cell, resulting primarily in a higher achievable voltage of the cell and, less pronounced, a higher current.
  • the second effect contributes to a higher current of the cell's current.
  • the dielectric layer on the back side has to be opened locally to hold the backside
  • the dielectric on the wafer back side consists of more than one layer, but rather of a layer stack. In most cases, these are two layers, of which the first layer, which is deposited directly on the wafer surface, performs the function of the dielectric surface passivation. This layer usually has a small thickness of a few (5 - 30 nm) nanometers.
  • the use of the capping material has almost exclusively established that of SiN x , where the SiNx is usually deposited on the passivation layer by means of PECVD methods is deposited.
  • the passivation layers usually consist of SiO 2, Al 2 O 3, in some cases also of amorphous silicon (a-Si), and now and then the use of amorphous silicon carbide (a-SiC) has also been described.
  • the effect of the passivation layers on the deposited capping layer continues to benefit from the fact that hydrogen stored in the capping layer can be released to the dielectric passivation layer below it. This hydrogen can saturate the interface between silicon and passivation layer existing defect sites and thus passivate.
  • the texturing and polishing of the wafers can not be dispensed with because of the efficiency aspects of the later solar cell; which leaves the deposition of the passivation layers as the latter major cost lever, which may offer savings potential in industrial mass production as a result of targeted optimization.
  • the cost of this block is mainly driven by the capital expenditures for the vacuum deposition equipment required in these steps.
  • the consumption of the precursor gas from which the Al 2 O 3 is produced by vacuum deposition on the wafer surface can be identified.
  • the deposition of AI2O3 is usually under the use of
  • TMA Trimethylalan
  • Mass production the production of equipment and equipment that is not corrosive to the application
  • Hybrid sols which at higher temperatures, in particular up to 900 ° C, compared to aluminum diffusion-tight, alloy-resistant (and
  • Problerm can be surprisingly by a new printable Hydridsol based on precursors selected from the group silica, alumina, tin oxide, tin dioxide and
  • Titanium dioxide produced on the basis of the sol-gel technique, which is either printed directly on silicon surfaces or on electronically passivated silicon surfaces for the purpose of producing solar cells, preferably of so-called PERC solar cells, subsequently dried and then overcoated with screen-printable aluminum paste (overprinted) and in a subsequent (co-) firing process, wherein the dried hybrid sol prevents alloying and diffusion of the aluminum paste into the silicon wafer at those locations where the hybrid sol has been printed, and the electronic hybrid
  • the printable hybrid sol according to the invention can be prepared on the basis of precursors of the following oxide materials: a. Silicon dioxide: one to fourfold symmetric and asymmetric
  • Carboxy groups have individual or different saturated, unsaturated branched, unbranched aliphatic, alicyclic and aromatic radicals, which in turn may be functionalized at any position of the alkyl, alkoxide or the carboxy radical by heteroatoms selected from the group O, N, S, Cl and Br, and mixtures of the aforementioned precursors,
  • Aluminum alcoholates such as aluminum triethanolate
  • Tin (II, IV) oxide tin alkoxides, such as tin tetraisopropylate and tin tetrabutate, tin carboxylates, such as tin diacetate, tin oxalate,
  • Titanium dioxide titanium alkoxides, such as titanium ethoxide,
  • the said precursors and their mixtures either under hydrous or anhydrous conditions by means of the sol-gel technique are brought either simultaneously or sequentially to partial or complete intra- and / or interspecific condensation, and due to the set condensation conditions, such as precursor concentrations , Water content, catalyst content, reaction temperature and time, the addition of condensation-controlling agents, such as various of the above complex and chelating agents, various solvents and their individual volume fractions, as well as the targeted elimination of volatile reaction aids and disadvantageous - by-products, the degree of gelation of the resulting hybrid gels targeted control and desirably influence, so that
  • Printing process such as preferably ink jet, flexographic printing and aerosol coating process, adapted and pressure-stable formulations are obtained.
  • the printable hybrid sol according to the invention is preferably structured by means of ink jet or flexographic printing on silicon surfaces or electronically passivated silicon surfaces for the purpose of producing
  • Solar cells in particular of so-called PERC solar cells, printed and then dried by means of either PVD method with a thin layer of aluminum or by means of the screen printing method with
  • Aluminum paste is coated over the entire surface and then subjected to the known structures a locally executed laser melting process, the aluminum is deliberately alloyed in the course of which unprotected silicon (laser-fired contact cell).
  • the hybrid sol selectively or wholly applied to the wafer and then dried is then subjected to a thermal treatment step, whereby
  • the printable hybrid sol according to the invention by means of aerosol coating process, flexographic printing or ink jet over the entire surface on silicon surfaces or electronically passivated silicon surfaces for the purpose of producing solar cells, in particular of so-called PERC solar cells, print dry, and subsequently by means of suitable contact opening method , such as by laser ablation or etching locally with the aid of screen-printable etching paste, and provided with a thin layer of aluminum by PVD method, or coated with aluminum paste over the entire surface by screen printing and then carried out at selected locations on the back of a locally executed laser melting process, wherein the aluminum is specifically alloyed into the previously exposed silicon locally.
  • printable hybrid sol is by means of
  • Aerosol coating method flexographic printing or ink jet over the entire surface on silicon surfaces or electronically passivated silicon surfaces applied for the purpose of producing solar cells, in particular of so-called PERC solar cells, dried and subsequently opened locally by means of suitable contact opening methods, such as laser ablation or etching with the aid of screen-printable etching paste, by either PVD method with a thin layer of aluminum or by means of
  • Treatment step is subjected, which allows the local contact formation and alloying of the aluminum into the silicon at the no longer the barrier covered areas.
  • This printable hybrid sol according to the invention improves and increases the internal backside reflectivity in a solar cell, in particular so-called PERC solar cells. As a particular advantage has been found in this context that the reflectivity in wide areas by adjusting the
  • Concentration ratios of the oxide precursors can be set specifically.
  • a vikose mixture is prepared, which is printable by screen printing on substrates to be treated.
  • the rheology of the sol according to the invention can be modified by mixing in suitable polymeric additives and particulate additives, so that a highly viscous mixture is obtained.
  • an electrically insulating barrier layer can be formed between two electrical contact points.
  • Hydridgsols obtained layers as scratch- and corrosion-resistant, and reflection-reducing layers in microelectronic and
  • MEMS microelectromechanical
  • hybrid sols consisting of mixtures of precursors of silicon dioxide, aluminum oxide,
  • the low-viscosity formulations which should refer to a randomly selected limit of the dynamic viscosity of ⁇ 100 mPa * s low viscosity, as inks
  • pastes highly viscous formulations, ie those whose dynamic viscosities are then consequently above the aforementioned limit of 100 mPa * s, be referred to as pastes.
  • the hydride sols and gels can be alkoxides of the aforementioned
  • classes of compounds (pecursors of silica, alumina, tin oxide, stannic oxide, titanium dioxide) in arbitrary proportions need not necessarily include all of the precursors mentioned in one formulation at a time. Equivalently, combinations of only three or two of the mentioned compound classes are conceivable. The possible combinations are furthermore not restricted to these examples: as additional components, the hybrid sols and gels may contain further substances which are the sols and gels
  • ⁇ -diketonates can impart advantageous properties. They may be: oxides, basic oxides, hydroxides, alkoxides, carboxylates, ⁇ -diketonates, ⁇ -ketoesterates, silicates and the like of cerium, zirconium, hafnium, zinc, germanium, gallium, niobium, yttrium, boron and phosphorus, which are known in the art Sol-gel synthesis can be used directly or pre-condensed. The hydride sols and gels can be applied directly to the surface of electronically passivated silicon wafers or the silicon wafer surfaces by means of printing and coating processes. Suitable methods for this may be: spin or dip coating, drop casting,
  • the printing of the hybrid sols according to the invention is accomplished with the ink jet or the flexographic printing process.
  • the hybrid sols printed on the surface of electronically passivated silicon wafers or the direct silicon wafer surface are subjected to a drying step following their deposition. This drying may, but not necessarily, be done in a continuous furnace.
  • these are compacted as a result of the spewing out of solvents, as well as the thermal degradation of formulation auxiliaries and of the oxide precursors into homogeneous and tightly closing vitreous layers.
  • This drying can be achieved at temperatures up to 600 ° C, but preferably from 200 ° C to 400 ° C.
  • the printed on the surface of electronically passivated silicon wafers or directly on the silicon wafer surfaces and dried layers can be applied over the entire surface in this process. After drying, these layers resist the alloying of aluminum paste, which in turn is printed on these layers and then compacted and sintered during the co-firing process. During this process, the printed layer of the hybrid brine may undergo further drying or densification.
  • the hybrid sols are polymerized using either a) suitable structuring, such as, for example, ink jet or a suitable high pressure process, such as flexographic printing, b) or full area (full area) printing, such as by means of a suitable aersol coating process or flexographic printing passivated silicon wafers or the
  • Silicon wafer surface applied directly This results in consequence of the applied printing process that a) in the case of a printing step structuring the surface, preferably the structural features which are used for the subsequent contact formation of the
  • Silicon wafers with the subsequently applied aluminum paste are important to be deliberately recessed, whereby in the printed and dried barrier layer these recesses for the to be achieved in the following sequence process of contact formation (local contacts or local back field fields in any dense point clouds, square, diamond-shaped, parallel lines or other arrays can be created or omitted) as
  • Wafers with pre-existing electronic surface passivation are easily penetrated by the aluminum paste to be emulsified and sintered, and without adversely affecting the later performance of the component; or b) in the case of a printing step structuring the surface, preferably the structural features which are used for the subsequent contact formation of the
  • Silicon wafers are important with the subsequently applied aluminum paste, not recessed, but with the help of a downstream cost-efficient Strukturbericht.es, such as the
  • barrier layer can be freely selected or subsequently incorporated into the barrier layer as desired.
  • the structured printing of the barrier layer naturally does not require the step of local contact opening, as is necessary for depositing the dielectric passivation and capping layer.
  • An electronic surface passivation already present under the barrier layer is penetrated by the aluminum alloy paste during the contact-forming step.
  • the barrier layer which can be printed on the basis of hydride sols, can passivate the silicon surface electronically, the deposition of the dielectric passivation layer can thus be dispensed with.
  • Resistant to silicon wafer thus has significant cost advantages, which have an advantageous effect on the reduction of the production costs of solar cells: a) Structured deposition of a barrier layer, which is currently on
  • Aerosol coating as well as flexographic printing, which allows a significantly higher component throughput than the currently conventionally used PVD and CVD methods.
  • the printed barrier layer has sufficient electronic surface passivation properties by itself, deposition of the dielectric passivation by conventional PVD, CVD or ALD depositions can be dispensed with or their deposition can be replaced by significantly less costly combined printing and drying steps.
  • the hybrid sols can be prepared using anhydrous as well as hydrous sol-gel syntheses. As further auxiliaries in the
  • oxides • oxides, hydroxides, basic oxides, acetates, alkoxides, silicates
  • One method of making a suitable and inventive ink is by pre-dissolving a silica precursor, such as tetraethylorthosilicate, in a solvent or solvent mixture, preferably selected from the group of high boiling glycol ethers or, preferably, high boiling glycol ethers and alcohols.
  • a silica precursor such as tetraethylorthosilicate
  • This solution after dissolving the silica precursor water and acetic acid, or a preferably alternative to using carboxylic acid, in the required amount, after which the mixture is refluxed to the desired condensation stage at temperatures between 80 ° C and 100 ° C for different reaction times.
  • ASB aluminum tri-sec-butylate
  • complexing agents consisting of ⁇ -diketones, such as, for example, acetylacetone, or carboxylic acids, such as, for example, salicylic acid, or a mixture of the two, are added.
  • the complex images may also be initially introduced before the addition of ASB, or else added in half portions before and after the addition of ASB to the reaction mixture.
  • the polymerization of the ASB and TEOS is promoted with the addition of additional water, and the reaction solution is further refluxed until a certain condensation step is reached.
  • tetraethyl orthotitanate is added to the reaction mixture as a titanium dioxide precursor, followed by a portion of the solvent or solvent mixture, if deemed necessary to establish a final final concentration of the hybrid sol desired and desired.
  • tin oxide precursors such as dibutyltin acetate, are added to the reaction mixture accompanied by the tetraethyl orthotitanate. The thus completed reaction mixture is then refluxed for a further 30 to 90 minutes.
  • tin oxide in this case tin dioxide-containing hybrid sols
  • Zinntetracetat is refluxed in acetic acid at 80 ° C to 85 ° C and added dropwise with water and mixed until a completely clear solution is obtained.
  • This clear solution is diluted with the desired solvent or solvent mixture, and the other precursors necessary to make the hybrid sol are also added in the solvent or solvent mixture.
  • the completed reaction mixture is in the case of only precursors of the tin dioxide and those of the
  • Solvents such as diethylene glycol monoethyl ether
  • DEGMEE diethylene glycol monobutyl ether
  • DEGMBE diethylene glycol monobutyl ether
  • EGB Ethylene glycol monobutyl ether
  • solvent mixture such as the aforementioned and containing an alcohol such as ethanol
  • Reaction solution dissolved, and water absorbed in the solvent base already used to dissolve the ASB is slowly added dropwise.
  • the reaction mixture is allowed to reflux for one hour, after which the further required precursors dissolved in the solvent base already used are added and the mixture is allowed to continue to reflux.
  • Hybridsole applied by the spin coating process For each of the inks used an individual sling program is used. In the case of the resulting need for multiple
  • the layers were subjected to drying for 10 minutes at 400 ° C on a conventional laboratory hot plate between each coating process.
  • the diffusion-tightness of the barrier layers obtained in this way was investigated in comparison to commercially available screen-printable aluminum pastes for the solar cell production of standard aluminum BSF cells.
  • the aluminum pastes were applied to the barrier film coated wafers with a stainless steel squeegee at a nominal wet film thickness of 40 microns.
  • the wet paste film of the aluminum paste was then dried for 2 minutes at 150 ° C on a standard laboratory hotplate.
  • the samples were then tested in a muffle furnace at temperatures of 850 ° C and 900 ° C for each treated for one minute, and the aluminum paste was sintered.
  • the samples of the sintered aluminum paste and the underlying barrier layers were freed by treatment in 40 seconds of phosphoric acid and 2% hydrofluoric acid.
  • the prepared samples were analyzed by scanning electron microscopy, secondary ion mass spectrometry (SIMS), and ECV (electrochemical capacitance-voltage depth profiling).
  • FIG. 6 shows ECV profiles (electrochemical capacitance-voltage depth profiles of the dopants in silicon) of three different reference wafers: p-type base doping (cyan), wafer with aluminum back surface field (BSF, violet) and a wafer with eutectic Mixture consisting of aluminum and silicon. On the ordinate is the
  • FIG. 7 shows ECV profiles (electrochemical capacity-voltage depth profiles of the dopants in silicon) from four different measurement points on a reference wafer, which had an electronic surface passivation of 10 nm Al 2 O 3 and a capping layer of 200 nm: p-type base doping (blue), measurements on a non-metallized surface, as well as three metallised sites on the surface.
  • Spot 01 black
  • spot 02 red
  • spot 03 green
  • Figure 8 shows scanning electron micrograph (500-fold
  • Wafer surfaces show clear as a result of the alloying process Deviations from their formerly polished and highly reflective
  • FIG. 10 shows optical surface topographies (based on chromatic aberration) of polished wafers which have been metallized by means of aluminum paste without the use of barrier and / or capping layers.
  • the silicon are clearly deep holes to recognize, which are due to the alloying process with the aluminum paste. The silicon dissolves in the aluminum paste.
  • FIG. 11 shows a photograph of a silicon wafer fragment which has been metallized with functional barrier and / or capping layer with aluminum paste. The wafer surface appears after the removal of the aluminum paste as well as the barrier and / or capping layer
  • Tin (IV) acetate was suspended in 5.05 g of acetic acid at 85 ° C. 0.45 g of water was stirred into the mixture in increments of 0.1 g over one hour. When the solution was completely clarified, it was diluted with 6.3 g of DEGMEE and a mixture consisting of 4.26 g TEOS and 18.8 g DEGMEE was added followed by refluxing at 80 ° C for 40 min. Then, in 10 g of DEGMEE, pre-dissolved 4.18 g of ASB were added and the dropping funnel used was rinsed with 10 g of DEGMEE.
  • Coating method applied to a polished CZ wafer with a two-stage spin program which first distributed the ink at 500 rpm for 5 s on the wafer surface and then the hybrid sol then with 2300 rpm for 30 s. The film was dried at 400 ° C for 10 minutes. This process produces a film with a thickness of 145 nm.
  • polished CZ wafers were triple-coated with the above-mentioned spin program. After each coating, the wet films were dried at 400 ° C for 0 min on a laboratory hotplate. The metallization was carried out by the method described above, and the metal pastes were fired for one minute at 850 ° C.
  • the treated samples were examined by ECV measurements (electrochemical capacity-voltage depth profiling): the samples treated with aluminum paste
  • FIG 12 shows according to Example 1 ECV profiles (electrochemical
  • Barrier layer prevented the alloying of the aluminum paste in the treated silicon wafer.
  • FIG. 13 shows ECV profiles corresponding to Example 2 (dopant electrochemical capacity-voltage depth profiles in silicon) of three different samples: p-type base doping of a non-aluminum paste treated wafer (black), sample treated with aluminum paste 01 (red), sample treated with aluminum paste 02 (green). The ordinate shows the concentration of the measured charge carriers. The dopant concentrations corresponding to the reference wafer measured for the two samples treated with aluminum paste. The barrier layer prevented aluminum from being alloyed into the silicon wafer (see Figures 5 and 6).
  • the reaction solution was for a refluxed for another hour. This was followed by the addition of 27.4 g of TEOT and 20 g of DEGMEE. It was refluxed for another hour.
  • the ternary hybrid sol was applied with a two-stage centrifugal Program means of spin coater method to a polished CZ wafers, which is the hybrid sol first at 500 rpm for 5 s. distributed on the wafer surface and
  • Wafer samples were prepared was tested according to the experimental method described above. The samples were fired at 900 ° C for one minute.
  • Figure 12 shows an SEM image of the cross-section of a sample after its metallization. If
  • Alloying aluminum through the barrier layer dissolves silicon from the surface, creating a eutectic alloy, Al-Si. This phenomenon was not observed on the sample.
  • FIG. 14 shows a scanning electronic recording (5000 times
  • the diffusion profiles of the sample were measured by secondary ion mass spectroscopy (SIMS) ( Figure 13).
  • SIMS secondary ion mass spectroscopy
  • an unmetallized site was also measured on the same sample.
  • the profile of the metallized sample spot is congruent with the non-metallized sample spot.
  • the profile sloping from the surface to a depth of 100 nm and then merging into the base doping was determined on both sample spots. This indicates a
  • FIG. 15 shows the depth profiling of the dopants according to Example 3 (in this case aluminum) in a silicon wafer. The measurements
  • FIG. 16 shows a scanning electron micrograph (10,000x magnification) of a silicon wafer coated with the silicon wafer
  • barrier layer according to the invention and roughened aluminum paste according to Example 4.
  • the spherical particles of the aluminum paste are clearly visible. The paste did not penetrate the barrier layer during the alloying process (see Figure 7).
  • tin (IV) acetate 4.38 g of tin (IV) acetate are suspended in 3 g of acetic acid and 0.41 g of water is added dropwise slowly. When the solution has been clarified, it is diluted with 10 g of EGB and then treated with a mixture consisting of 2.7 g of TEOS and 15 g of DEGMEE. The reaction solution is refluxed at 80 ° C for 6.5 h. The hybrid sol is spin-coated on a polished CZ wafer at 500 rpm for 35 sec by the spin coating method.
  • the coated wafer is dried at 400 ° C for 10 min on a laboratory standard hotplate. This process results in a film of thickness 250 nm.
  • Example 6 10 g of ASB are dissolved in 36.55 g of DEGMEE and 1.2 g of acetic acid, and to this mixture are added 0.5 g of acetylacetone and 1.8 g of salicylic acid. Subsequently, a mixture consisting of 0.72 g of water and 8.45 g of DEGMEE is added dropwise to the reaction solution at room temperature with stirring. Thereafter, 0.9 g of acetylacetone, 1. 8 g of salicylic acid, and 7.15 g of dibutyltin diacetate are added. The
  • Reaction solution is then refluxed at 80 ° C for 90 minutes.
  • the hybrid sol is applied by means of a spin coating method on a polished CZ wafer with a two-stage spin program, which is the
  • Positions, 1 and 2 are determined metallized sites.
  • the reference is an unmetallized region of the sample.
  • FIG. 17 shows ECV depth profiles (electrochemical capacitance
  • IBC solar cells interdigitated back contact
  • solar cells in which both the collecting emitter and all metal contacts are located exclusively on the back of the cell
  • One of the possible embodiments involves metallization of the cells on the back with a thin PVD-deposited aluminum layer, which may usually have a thickness of about 2 pm.
  • the conductivity of this layer is, in principle, sufficient enough to carry away the current generated in the cell, or about 9.8 A or more in the case of 6 "full-size wafers, as a rule an IBC cell has a back-emitter fraction of 60 % up to 90% of the entire wafer surface The remaining portion is attributable to the n + areas Since the current must flow through the metal fingers that contact both areas, however, there is a fundamental mismatch at the respective possible cross-sections leads to a high ohmic loss in the current transport: the metal fingers on the emitter region are around the factor of the surface coverage rate
  • Emitter fingers are widened. As a result, the fingers contacting the n + regions must be extended or guided over the emitter region. To the short circuit of the n + metal finger with the
  • a very well insulating layer is required, which protects the emitter region in these areas from contact with the n + metal fingers - a dielectric barrier and insulation layer.
  • FIG. 18 shows the cross section through an IBC solar cell (not scaled, front not taken into account).
  • the overlap of the metal fingers contacting the n + regions with those of the emitter region (blue) is indicated (short circuit) insofar as no layer insulating the emitter region is present.
  • the emitter regions and the n + regions can,
  • Insulation layer can be applied only locally to the contact points emitter region - n + - metal fingers.
  • the reaction solution was refluxed for an additional 1 hour. This was followed by the addition of 27.4 g of TEOT and 20 g of DEGMEE. It was refluxed for another hour.
  • the ternary hybrid sol was spin coated onto a polished CZ wafer with a two-stage spin program which first spread the hybrid sol on the wafer surface at 500 rpm for 5 seconds and
  • Test structures consisted of saw damage etched CZ wafers having n-type base doping which were additionally doped with phosphorus on the front and back of the wafer.
  • One side of the wafer was using PECVD
  • etch resists Aluminum layers were then printed with etch resists for the purpose of patterning structures: the backside of the wafers were completely etched resist-etched, a layout was applied to the front side to create a series of square frames on the wafer. These structures were subjected to an etching step (HNO 3, H 3 PO 4, HAc) to remove the PVD aluminum layers at the non-resist protected sites. After etching the
  • FIG. 9 shows MIS test structures.
  • FIG. 20 schematically shows the determination of the current-voltage characteristic at the MIS structures.
  • FIG. 21 shows insulation resistances, measured with current-voltage characteristics, on MIS test structures.
  • a resistance of 10 kQ * cm 2 was defined, which, according to PC1 D simulation calculations in solar cells as a parasitic parallel resistor to a filling factor loss of less than 0.2% abs. would contribute.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein druckbares Hydridgel, das zur Herstellung von elektronischen Passivierungsschichten gegenüber Aluminium dient. Weiterhin umfasst die Erfindung die Herstellung und Verwendung der erfindungsgemäßen Paste.

Description

Druckbare Tinte zur Verwendung als Diffusions- und Legierungsbarriere zur Herstellung von hocheffizienten kristallinen Siliziumsolarzellen Die vorliegende Erfindung betrifft ein druckbares Hydridsol, das zur
Herstellung von elektronischen Passivierungsschichten gegenüber
Aluminium dient. Weiterhin umfasst die Erfindung die Herstellung und Verwendung des erfindungsgemäßen Sols bzw. der Tinte. Stand der Technik
Die Herstellung von einfachen bzw. der derzeit im Markt mit größtem
Marktanteil vertretenen Solarzellen umfasst die im Folgenden skizzierten wesentlichen Herstellungsschritte:
1) Sägeschadensätzung und Textur
Ein Siliziumwafer (monokristallin, multikristallin oder quasi-monokristallin, Basisdotierung p- oder n-Typ) wird mittels Ätzverfahren von anhaftenden Sägeschädigung befreit und„zeitgleich", im Regelfall in dem gleichen Ätzbad, texturiert. Unter Texturierung ist in diesem Fall die Schaffung einer vorzugsorientierten Oberfläche in Folge des Ätzschrittes oder einfach die gezielte, aber nicht besonders orientierte Aufrauhung der Wafer-oberfläche zu verstehen. In Folge der Texturierung wirkt die Oberfläche des Wafers nun als ein diffuser Reflektor und mindert somit die gerichtete, Wellenlängen- und vom Winkel des Auftreffens abhängige Reflexion, was letztlich zu einer Erhöhung des absorbierten Anteils des auf die Oberfläche auf-treffenden Lichtes führt und somit die Konversionseffizienz der Solarzelle erhöht.
Die vorher erwähnten Ätzlösungen zur Behandlung der Siliziumwafer bestehen im Falle monokristalliner Wafer typischerweise aus verdünnter Kalilauge, der als Lösungsmittel Isopropylalkohol zugesetzt ist. Es können stattdessen auch andere Alkohole mit höherem Dampfdruck oder höherem Sie- depunkt als Isopropylalkohol hinzugefügt sein, sofern dadurch das gewünschte Ätzergebnis erzielt werden kann. Als gewünschtes Ätzergebnis erhält man typischerweise eine Morphologie, die von zufällig angeordneten, oder vielmehr aus der ursprünglichen Oberfläche herausgeätzten, Pyramiden mit quadratischer Grundfläche gekennzeichnet ist. Die Dichte, die Höhe und damit Grundfläche der Pyramiden kann durch geeignete Wahl der oben erwähnten Inhaltsstoffe der Ätzlösung, die Ätztemperatur und die Verweildauer der Wafer im Ätzbecken mit beeinflusst werden. Typischerweise wird die Texturierung der monokristallinen Wafer im Temperaturbereich von 70 - <90 °C durchgeführt, wobei Ätzabträge von bis zu 10 pm pro Waferseite erzielt werden können.
Im Falle multikristalliner Siliziumwafer kann die Ätzlösung aus Kalilauge mit mittlerer Konzentration (10— 15 %) bestehen. Diese Ätztechnik wird in der industriellen Praxis aber kaum noch angewandt. Häufiger wird eine Ätzlösung, bestehend aus Salpetersäure, Flusssäure und Wasser, verwendet. Diese Ätzlösung kann durch verschiedene Additive, wie beispielsweise Schwefelsäure, Phosphorsäure, Essigsäure, N-Methylpyrrolidon und auch Tensiden, modifiziert werden, womit u. a. Benetzungseigenschaften der Ätzlösung als auch deren Ätzrate gezielt beeinflusst werden können. Diese sauren Ätzmischungen erzeugen auf der Oberfläche eine Morphologie von in sich verschachtelt angeordneter Ätzgruben. Die Ätzung wird typischerweise bei Temperaturen im Bereich zwischen 4 °C bis <10 °C durchgeführt und der Ätzabtrag beträgt hier im Regelfall 4 pm bis 6 pm.
Direkt im Anschluss an die Texturierung werden die Siliziumwafer mit Wasser intensiv gereinigt und mit verdünnter Flusssäure behandelt, um die in Folge der vorhergehenden Behandlungsschritte entstandene chemische Oxidschichtschicht und darin als auch daran absorbierte und adsorbierte Verunreinigungen zur Vorbereitung der nachfolgenden Hochtemperaturbehandlung zu entfernen.
Diffusion und Dotierung
Die im vorhergehenden Schritt geätzten und gereinigten Wafer (in diesem Fall p-Typ Basisdotierung) werden bei höheren Temperaturen, typischerweise zwischen 750 °C und < 000 °C, mit Dampf, bestehend aus Phosphor- oxid, behandelt. Dabei werden die Wafer in einen Rohrofen in einer Quarzglasröhre einer kontrollierten Atmosphäre, bestehend aus getrocknetem Stickstoff, getrocknetem Sauerstoff und Phosphorylchlorid, ausgesetzt. Die Wafer werden dazu bei Temperaturen zwischen 600 und 700 °C in das Quarzglasrohr eingebracht. Die Gasmischung wird durch das Quarzglasrohr transportiert. Während des Transportes der Gasmischung durch das stark erwärmte Rohr zerfällt das Phosphorylchlorid zu einem Dampf, bestehend aus Phosphoroxid (z. B. P2O5) und Chlorgas. Der Dampf aus Phosphoroxid schlägt sich u. a, auf den Waferoberflächen nieder (Belegung). Zeitgleich wird die Siliziumoberfläche bei diesen Temperaturen unter Bildung einer dünnen Oxidschicht oxidiert. In diese Schicht wird das niedergeschlagene Phosphoroxid eingebettet, wodurch eingemischtes Oxid aus Siliziumdioxid und Phosphoroxid auf der Waferoberfläche entsteht. Dieses Mischoxid wird als Phosphorsilikatglas (PSG) bezeichnet. Dieses PSG-Glas verfügt in Ab- hängigkeit von der Konzentration des enthaltenen Phosphoroxids über unterschiedliche Erweichungspunkte und unterschiedliche Diffusionskonstanten hinsichtlich des Phosphoroxides. Das Mischoxid dient dem Siliziumwafer als Diffusionsquelle, wobei im Verlauf der Diffusion das Phosphoroxid in Richtung der Grenzfläche zwischen PSG-Glas und Siliziumwafer diffundiert und dort durch Reaktion mit dem Silizium an der Waferoberfläche (silizother- misch) zu Phosphor reduziert wird. Das derart entstandene Phosphor verfügt über eine um Größenordnungen höhere Löslichkeit in Silizium als in der Glasmatrix, aus der es entstanden ist und löst sich dadurch aufgrund des sehr hohen Segregationskoeffizienten bevorzugt im Silizium. Nach dessen Lösung diffundiert der Phosphor im Silizium entlang des Konzentrationsgradienten in das Volumen des Siliziums ein. Bei diesem Diffusionsprozess entstehen Konzentrationsgradienten in der Größenordnung von 105 zwischen typischen Oberflächenkonzentrationen von 1021 Atomen/cm2 und der Basisdotierung im Bereich von 1016 Atomen/cm2. Die typische Diffusionstiefe beträgt 250 bis 500 nm und ist von der gewählten Diffusionstemperatur (beispielsweise 880 °C) und der Gesamtexpositionsdauer (Aufheizen & Belegungsphase & Eintreibephase & Abkühlen) der Wafer in der stark erwärmten Atmosphäre abhängig. Während der Belegungsphase entsteht eine PSG- Schicht, die typischer Weise eine Schichtdicke von 40 bis 60 nm aufweist. Im Anschluss an die Belegung der Wafer mit dem PSG-Glas, während derer bereits auch eine Diffusion in das Volumen des Siliziums stattfindet, folgt die Eintreibephase. Diese kann von der Belegungsphase entkoppelt werden, wird jedoch praktischerweise im Regelfall zeitlich unmittelbar an die
Belegung gekoppelt und findet üblicherweise deshalb auch bei der gleichen Temperatur statt. Dabei wird die Zusammensetzung der Gasmischung so angepasst, dass die weitere Zufuhr von Phosphorylchlorids unterbunden wird. Während des Eintreibens wird die Oberfläche des Siliziums durch den in der Gasmischung enthaltenen Sauerstoff weiter oxidiert, wodurch zwischen der eigentlichen Dotierquelle, dem an Phosphoroxid stark angereicherten PSG-Glas und dem Siliziumwafer eine an Phosphoroxid abgerei- cherte Siliziumdioxidschicht generiert wird, die ebenfalls Phosphoroxid enthält. Das Wachstum dieser Schicht ist im Verhältnis zum Massenstrom des Dotierstoffes aus der Quelle (PSG-Glas) sehr viel schneller, weil das Oxidwachstum durch die hohe Oberflächendotierung des Wafers selbst beschleunigt wird (Beschleunigung um eine bis zwei Größenordnungen). Dadurch wird in gewisser Weise eine Verarmung oder Separierung der
Dotierquelle erzielt, deren Durchdringung mit herandiffundierendem Phosphoroxid von dem Stoffstrom beeinflusst wird, der von der Temperatur und damit dem Diffusionskoeffizienten abhängig ist. Auf diese Weise kann die Dotierung des Siliziums in gewissen Grenzen kontrolliert werden. Eine typische Diffusionsdauer bestehend aus Belegungs- und Eintreibephase beträgt beispielsweise 25 Minuten. Im Anschluss an diese Behandlung wird der Rohrofen automatisch abgekühlt und die Wafer können bei Temperaturen zwischen 600 °C bis 700 °C aus dem Prozessrohr ausgeschleust werden.
Im Falle einer Bordotierung der Wafer in Form einer n-Typ-Basisdotierung, wird ein anderes Verfahren durchlaufen, das hier nicht gesondert erläutert werden soll. Die Dotierung wird in diesen Fällen beispielsweise mit
Bortrichlorid oder Bortribromid durchgeführt. Je nach Wahl der
Zusammensetzung der zur Dotierung eingesetzten Gasatmosphäre, kann die Bildung einer sogenannten Borhaut auf den Wafern festgestellt werden. Diese Borhaut ist von verschiedenen Einflussfaktoren abhängig: maßgeblich der Dotieratmosphäre, der Temperatur, der Dotierdauer, der
Quellkonzentration und den gekoppelten (oder linearkombinierten) zuvor genannten Parametern. Bei solchen Diffusionsprozessen versteht es sich von selbst, dass es bei den verwendeten Wafern keine Bereiche bevorzugter Diffusion und Dotierung geben kann (ausgenommen solcher, die durch inhomogene Gasflüsse und daraus resultierende inhomogen zusammengesetzte Gaspakete entstanden sind), sofern die Substrate nicht im Vorfeld einer entsprechenden
Vorbehandlung unterworfen wurden (beispielsweise deren Strukturierung mit diffusionshemmenden und/oder -unterbindenden Schichten und
Materialien). Der Vollständigkeit halber sei hier noch darauf verwiesen, dass es noch weitere Diffusions- und Dotiertechnologien gibt, welche sich unterschiedlich stark in der Herstellung kristalliner Solarzellen auf Basis von Silizium etabliert haben. So seien erwähnt: » die Ionenimplantation,
• die Dotierung, vermittelt über die Gasphasendeposition von Mischoxiden, wie beispielsweise deren von PSG- und BSG-(Borosilicat-)Glas, mittels APCVD-, PECVD-, MOCVD- und LPCVD-Verfahren,
• (Co-)Sputtering von Mischoxiden und/oder keramischen Materialien und Hartstoffen (z. B. Bornitrid),
• die rein thermische Gasphasendeposition, ausgehend von festen
Dotierstoffquellen (z. B. Boroxid und Bornitrid),
• das Sputtern von Bor auf die Siliziumoberfläche und dessen thermischer Eintrieb in den Siliziumkristall, · das Laserdotieren aus dielektrischen Passivierungsschichten
unterschiedlicher Zusammensetzungen, wie beispielsweise AI2O3, SiOxNy, wobei letzteres die Dotierstoffe in Form von zugemischtem P2O5 und B2O3 enthält, · sowie die Flüssigphasendeposition von dotierend wirkenden Flüssigkeiten (Tinten) und Pasten. Letztere werden häufig bei der sogenannten inline-Dotierung verwendet, bei der die entsprechenden Pasten und Tinten auf der zu dotierenden Seite des Wafers mittels geeigneten Verfahren aufgetragen werden. Nach dem oder auch bereits während des Auftragens werden die in den zur Dotierung eingesetzten Zusammensetzungen enthaltenen Lösungsmittel durch
Temperatur- und/oder Vakuumbehandiung entfernt. Hierdurch bleibt der eigentliche Dotierstoff auf der Waferoberfläche zurück. Als flüssige
Dotierquellen können beispielsweise verdünnte Lösungen von Phosphoroder Borsäure, als auch Sol-Gel-basierte Systeme oder auch Lösungen polymerer Borazilverbindungen eingesetzt werden. Entsprechende
Dotierpasten sind fast ausschließlich durch die Verwendung von
zusätzlichen verdickend wirkenden Polymeren gekennzeichnet, und enthalten Dotierstoffe in geeigneter Form. An die Verdampfung der
Solventien aus den zuvor genannten Dotiermedien schließt sich meist eine Behandlung bei hoher Temperatur an, während derer unerwünschte und störende, aber die Formulierung bedingende, Zuschlagsstoffe entweder „verbrannt" und/oder pyrolysiert werden. Die Entfernung von Lösungsmitteln und das Ausbrennen können, müssen aber nicht, simultan erfolgen.
Anschließend passieren die beschichteten Substrate üblicherweise einen Durchlaufofen bei Temperaturen zwischen 800 °C und 1000 °C, wobei zur Verkürzung der Durchlaufzeit die Temperaturen im Vergleich zur
Gasphasendiffusion im Rohrofen leicht erhöht sein können. Die in dem Durchlaufofen vorherrschende Gasatmosphäre kann gemäß den
Erfordernissen der Dotierung unterschiedlich sein und aus trockenem
Stickstoff, trockener Luft, einem Gemisch aus trockenem Sauerstoff und trockenem Stickstoff und/oder, je nach Ausführung des zu passierenden Ofens, aus Zonen der einen und anderen der oben genannten
Gasatmosphären bestehen. Weitere Gasmischungen sind vorstellbar, besitzen aber industriell derzeit keine größere Bedeutung. Ein
Charakteristikum der inline-Diffusion ist, dass die Belegung und das
Eintreiben des Dotierstoffes prinzipiell voneinander entkoppelt erfolgen können. 3) Entfernung der Dotierstoffquelle und optionale Kantenisolation
Die nach der Dotierung vorliegenden Wafer sind beidseitig mit mehr oder weniger Glas auf beiden Seiten der Oberfläche beschichtet.„Mehr oder weniger" bezieht sich in diesem Fall auf Modifikationen, die im Rahmen des Dotierprozesses angewendet werden können: Doppelseiten-Diffusion vs. quasi einseitiger Diffusion vermittelt durch back-to-back Anordnung zweier Wafer in einem Stellplatz der verwendeten Prozessboote. Die letztere Variante ermöglicht eine vorwiegend einseitige Dotierung, unterbindet die Diffusion auf der Rückseite jedoch nicht vollständig. In beiden Fällen ist es derzeit Stand der Technik die nach der Dotierung vorliegenden Gläser mittels Ätzen in verdünnter Flusssäure von den Oberflächen zu entfernen. Dazu werden die Wafer einerseits chargenweise in Nassprozessboote umgeladen und mit deren Hilfe in eine Lösung aus verdünnter Flusssäure, typischerweise 2 %-ig bis 5 %-ig, eingetaucht und in dieser so lange belassen, bis entweder die Oberfläche vollständig von dem Gläsern befreit ist, oder die Prozesszyklendauer abgelaufen ist, die ein Summenparameter aus der notwendigen Ätzdauer und der maschinellen
Prozessautomatisierung darstellt. Die vollständige Entfernung der Gläser kann beispielsweise anhand der vollständigen Entnetzung der
Siliziumwaferoberfläche durch die verdünnte wässrige Flusssäurelösung festgestellt werden. Die vollständige Entfernung eines PSG-Glases wird unter diesen Prozessbedingungen beispielsweise mit 2 %iger
Flusssäurelösung innerhalb von 210 Sekunden bei Raumtemperatur erreicht. Die Ätzung entsprechender BSG-Gläser ist langsamer und erfordert längere Prozesszeiten und ggfs. auch höhere Konzentrationen der zum Einsatz gelangenden Flusssäure. Nach der Ätzung werden die Wafer mit Wasser gespült. Andererseits kann die Ätzung der Gläser auf den Waferoberflächen auch in einem horizontal operierenden Verfahren erfolgen, bei dem die Wafer in einem konstanten Fluss in eine Ätzanlage eingeführt werden, in welcher die Wafer die entsprechenden Prozessbecken horizontal durchlaufen (inline- Anlage). Dabei werden die Wafer auf Rollen und Walzen entweder durch die Prozessbecken und die darin enthaltenen Ätzlösungen gefördert oder die
Ätzmedien mittels Walzenauftrag auf die Waferoberflächen transportiert. Die typische Verweildauer der Wafer beträgt im Falle des Ätzens des PSG- Glases etwa 90 Sekunden, und die zur Anwendung kommende Flusssäure ist etwas höher konzentriert als bei dem chargenweise arbeitenden
Verfahren, um die kürzere Verweildauer infolge einer erhöhten Ätzrate zu kompensieren. Die Konzentration der Flusssäure beträgt typischerweise 5 %. Optional kann zusätzlich die Beckentemperatur gegenüber der
Raumtemperatur leicht erhöht vorliegen (> 25 °C < 50 °C).
Bei dem zuletzt skizzierten Verfahren hat es sich etabliert, die sogenannte Kantenisolation sequentiell gleichzeitig mit durchzuführen, wodurch sich ein leicht abgewandelter Prozessfluss ergibt: Kantenisolation - Glasätzung. Die Kantenisolation ist eine prozesstechnische Notwendigkeit, die sich aus der systemimmanenten Charakteristik der doppelseitigen Diffusion, auch bei beabsichtigter einseitiger back-to-back Diffusion, ergibt. Auf der (späteren) Rückseite der Solarzelle liegt ein großflächiger parasitärer p-n-Übergang vor, der zwar, prozesstechnisch bedingt, teilweise, aber nicht vollständig im Laufe der späteren Prozessierung entfernt wird. Als Folge davon werden die Vorder- und Rückseite der Solarzelle über einen parasitären und
verbleibenden p-n-Übergang (Tunnelkontakt) kurzgeschlossen sein, der die Konversionseffizienz der späteren Solarzelle reduziert. Zur Entfernung dieses Übergangs werden die Wafer einseitig über eine Ätzlösung
bestehend aus Salpetersäure und Flusssäure geführt. Die Ätzlösung kann als Nebenbestandteile beispielsweise Schwefelsäure oder Phosphorsäure enthalten. Alternativ wird die Ätzlösung über Walzen vermittelt auf die
Rückseite des Wafers transportiert. Der typischerweise bei diesen Verfahren erzielte Ätzabtrag beträgt bei Temperaturen zwischen 4 °C bis 8 °C etwa 1 pm Silizium (inklusive der auf der zu behandelnden Oberfläche vorliegenden Glasschicht). Bei diesem Verfahren dient die auf der gegenüberliegenden Seite des Wafers noch vorhandene Glasschicht als Maske, die vor
Ätzübergriffen auf diese Seite einen gewissen Schutz ausübt. Diese
Glasschicht wird im Anschluss mit Hilfe der bereits beschriebenen
Glasätzung entfernt.
Darüber hinaus kann die Kantenisolation auch mit Hilfe von
Plasmaätzprozessen durchgeführt werden. Diese Plasmaätzung wird dann in der Regel vor der Glasätzung durchgeführt. Dazu werden mehrere Wafer aufeinander gestapelt und die Außenkanten werden dem Plasma
ausgesetzt. Das Plasma wird mit fluorierten Gasen, beispielsweise
Tetrafluormethan, gespeist. Die beim Plasmazerfall dieser Gase
auftretenden reaktiven Spezies ätzen die Kanten des Wafers. Im Anschluss an die Plasmaätzung wird dann im Allgemeinen die Glasätzung
durchgeführt.
4) Beschichtung der Frontseite mit einer Antireflexionsschicht Im Anschluss an die Ätzung des Glases und die optional erfolgte Kantenisolation findet die Beschichtung der Frontseite der späteren Solarzellen mit einer Antireflexionsbeschichtung statt, die üblicherweise aus amorphem und wasserstoffreichem Siliziumnitrid besteht. Alternative Antireflexionbeschich- tungen sind vorstellbar. Mögliche Beschichtungen können aus Titandioxid, Magnesiumfluorid, Zinndioxid und/oder aus entsprechenden Stapelschichten aus Siliziumdioxid und Siliziumnitrid bestehen. Es sind aber auch anders zusammengesetzte Antireflexionsbeschichtungen technisch möglich. Die Beschichtung der Waferoberfläche mit dem oben erwähnten Siliziumnitrid erfüllt im wesentlichen zwei Funktionen: einerseits generiert die Schicht aufgrund der zahlreichen inkorporierten positiven Ladungen ein elektrisches Feld, dass Ladungsträger im Silizium von der Oberfläche fern halten kann und die Rekombinationsgeschwindigkeit dieser Ladungsträger an der Siliziumoberfläche erheblich reduzieren kann (Feldeffektpassivierung), andererseits generiert diese Schicht in Abhängigkeit von ihren optischen Parametern, wie beispielsweise Brechungsindex und Schichtdicke, eine reflexionsmindernde Eigenschaft, die dazu beiträgt, dass in die spätere Solarzelle mehr Licht eingekoppelt werden kann. Durch beide Effekte kann die Konversionseffizienz der Solarzelle erhöht werden. Typische
Eigenschaften der derzeit verwendeten Schichten sind: eine Schichtdicke von -80 nm bei Verwendung von ausschließlich dem oben genannten
Siliziumnitrid, welches einen Brechungsindex von etwa 2,05 aufweist. Die Antireflexionsminderung zeigt sich am deutlichsten im Wellenlängenbereich des Lichtes von 600 nm. Die gerichtete und ungerichtete Reflexion zeigt hierbei einen Wert von etwa 1 % bis 3 % des ursprünglich einfallenden Lichtes (senkrechter Einfall zur Oberflächennormalen des Siliziumwafers). Die oben erwähnten Siliziumnitridschichten werden zur Zeit im Allgemeinen mittels direktem PECVD-Verfahren auf der Oberfläche deponiert. Dazu wird einer Gasatmosphäre aus Argon ein Plasma gezündet, in welches Silan und Ammoniak eingeleitet werden. Das Silan und das Ammoniak werden in dem Plasma über ionische und radikalische Reaktionen zu Siliziumnitrid umgesetzt und dabei auf der Waferoberfläche deponiert. Die Eigenschaften der Schichten können z. B. über die individuellen Gasflüsse der Reaktanden eingestellt und kontrolliert werden. Die Abscheidung der oben erwähnten Siliziumnitridschichten kann auch mit Wasserstoff als Trägergas und/oder den Reaktanden allein erfolgen. Typische Abscheidetemperaturen liegen im Bereich zwischen 300 °C bis 400 °C. Alternative Abscheidemethoden können beispielsweise LPCVD und/oder Sputtern sein.
5) Erzeugung des Frontseitenelektrodengitters
Nach der Deponierung der Antireflexionsschicht wird auf der mit Siliziumnitrid beschichteten Waferoberfläche die Frontseitenelektrode definiert. In der industriellen Praxis hat es sich etabliert, die Elektrode mit Hilfe der Siebdruckmethode unter Verwendung von metallischen Sinterpasten zu erzeu- gen. Dieses ist jedoch nur eine von vielen verschiedenen Möglichkeiten die gewünschten Metallkontakte herzustellen.
Bei der Siebdruckmetallisierung wird in der Regel eine stark mit Silberpartikeln angereicherte Paste (Silberanteil >= 80 %) verwendet. Die Summe der Restbestandteile ergibt sich aus den zur Formulierung der Paste notwendigen Theologischen Hilfsmitteln, wie zum Beispiel Lösemittel, Binde- und Verdickungsmittel. Weiterhin enthält die Silberpaste einen spezielle Glasfrit- Mischung, meistens Oxide und Mischoxide auf der Basis von Siliziumdioxid, Borosilicatglas als auch Bleioxid und/oder Bismutoxid. Die Glasfrit erfüllt im Wesentlichen zwei Funktionen: sie dient einerseits als Haftvermittler zwischen der Waferoberfläche und der Masse der zu versinternden Silberpartikel, andererseits ist sie für die Penetration der Siliziumnitriddeckschicht verantwortlich, um den direkten ohm'schen Kontakt zu dem darunter befindlichen Silizium zu ermöglichen. Die Penetration des Siliziumnitrids erfolgt über einen Ätzprozess mit anschließender Diffusion von in der Glasfritmatrix gelöst vorliegendem Silber in die Siliziumoberfläche, wodurch die ohm'sche Kontaktbildung erzielt wird. In der Praxis wird die Silberpaste mittels Siebdruckens auf der Waferoberfläche deponiert und anschließend bei Temperaturen von etwa 200 °C bis 300 °C für wenige Minuten getrocknet. Der Vollständigkeit halber sei erwähnt, dass auch Doppeldruckprozesse indu- strielle Anwendung finden, die es ermöglichen, auf ein während des ersten Druckschrittes generiertes Elektrodengitter, ein deckungsgleiches zweites aufzudrucken. Somit wird die Stärke der Silbermetallisierung erhöht, was die Leitfähigkeit in dem Elektrodengitter positiv beeinflussen kann. Während dieser Trocknung werden die in der Paste enthaltenen Lösemittel aus der Paste ausgetrieben. Anschließend passiert der bedruckte Wafer einen
Durchlaufofen. Ein solcher Ofen verfügt im Allgemeinen über mehrere Heizzonen, die unabhängig voneinander angesteuert und temperiert werden können. Beim Passivieren des Durchlaufofens werden die Wafer auf Temperaturen bis etwa 950 °C erhitzt. Der einzelne Wafer wird jedoch im Regelfall dieser Spitzentemperatur nur für wenige Sekunden ausgesetzt. Während der verbleibenden Druchlaufphase weist der Wafer Temperaturen von 600 °C bis 800 °C auf. Bei diesen Temperaturen werden in der Silberpaste enthaltene organische Begleitstoffe, wie beispielsweise Bindemittel, ausgebrannt und die Ätzung der Siliziumnitridschicht wird initiiert. Während des kurzen Zeitintervalls der vorherrschenden Spitzentemperaturen findet die Kontaktbildung zum Silizium statt. Anschließend lässt man die Wafer abkühlen.
Der so kurz skizzierte Prozess der Kontaktbildung wird üblicherweise simultan mit den beiden verbleibenden Kontaktbildungen (vgl. 6 und 7) durchge- führt, weshalb man in diesem Fall auch von einem Ko-Feuerungsprozess spricht.
Das frontseitige Elektrodengitter besteht an sich aus dünnen Fingern
(typische Anzahl >= 68 bei einem Emitterschichtwiderstand > 50 Ω/D), die eine Breite von typischerweise 60 pm bis 140 pm aufweisen, als auch sammelnden Bussen mit Breiten im Bereich von 1 ,2 mm bis 2,2 mm
(abhängig von deren Anzahl, typischerweise zwei bis drei). Die typische Höhe der gedruckten Silberelemente beträgt in der Regel zwischen 10 pm und 25 pm. Das Aspektverhältnis ist selten größer als 0,3, kann aber durch die Wahl alternativer und/oder angepasster Metallisierungsverfahren deutlich erhöht werden. Unter alternativen Metallisierungsverfahren sei das Dispensieren von Metallpaste genannt. Angepasste Metallisierungsverfahren basieren auf zwei aufeinander folgender Siebdruckprozesse mit optional sich in der Zusammensetzung zweier unterscheidender Metallpasten (Dualdruck oder Print-on-Print). Insbesondere bei dem zuletzt genannten Verfahren kann mit sogenannten floatenden Sammelbussen gearbeitet werden, welche den Abtransport des Stromes der die Ladungsträger sammelnden Finger gewährleistet, die allerdings den Siliziumkristall selbst nicht direkt ohm'sch kontaktieren. 6) Erzeugung der rückseitigen Sammelbusse
Die rückseitigen Sammelbusse werden in der Regel ebenfalls mittels
Siebdruckverfahren aufgebracht und definiert. Dazu findet eine der zur frontseitigen Metallisierung verwendeten ähnliche Silberpaste Anwendung. Diese Paste ist ähnlich zusammengesetzt, enthält aber eine Legierung aus Silber und Aluminium, worin der Anteil des Aluminiums typischerweise 2 % ausmacht. Daneben enthält diese Paste einen geringeren Glasfrit-Anteil. Die Sammelbusse, in der Regel zwei Stück, werden mit einer typischen Breite von 4 mm auf der Rückseite des Wafers mittels Siebdruck aufgedruckt und werden, wie bereits unter Punkt 5 beschrieben, verdichtet und versintert.
7) Erzeugung der rückseitigen Elektrode
Die rückseitige Elektrode wird im Anschluss an den Druck der Sammelbusse definiert. Das Elektrodenmaterial besteht aus Aluminium, weswegen zur Definition der Elektrode eine aluminiumhaltige Paste mittels Siebdruck auf der verbleibenden freien Fläche der Waferrückseite mit einem
Kantenabstand <1mm aufgedruckt wird. Die Paste ist zu >= 80 % aus Aluminium zusammengesetzt. Die restlichen Komponenten sind solche, die bereits unter Punkt 5 erwähnt worden sind (wie z. B. Lösemittel, Bindemittel etc.). Die Aluminiumpaste wird während der Ko-Feuerung mit dem Wafer verbunden, indem während der Erwärmung die Aluminiumpartikel zu schmelzen beginnen und sich Silizium von dem Wafer in dem
geschmolzenen Aluminium auflöst. Die Schmelzmischung fungiert als Dotierstoffquelle und gibt Aluminium an das Silizium ab (Löslichkeitsgrenze: 0,016 Atomprozent), wobei das Silizium infolge dieses Eintriebs p+ dotiert wird. Beim Abkühlen des Wafers scheidet sich auf der Waferoberfläche u. a. eine eutektische Mischung aus Aluminium und Silizium ab, die bei 577 °C erstarrt und eine Zusammensetzung mit einem Molenbruch von 0,12 Si aufweist.
Infolge des Eintreibens von Aluminium in das Silizium entsteht auf der Rückseite des Wafers eine hochdotierte p-Typ-Schicht, die auf Teile der freien Ladungsträger im Silizium als eine Art Spiegel fungiert ("elektrischer Spiegel"). Diese Ladungsträger können diesen Potentialwall nicht
überwinden und werden somit sehr effizient von der rückwärtigen
Waferoberfläche ferngehalten, was sich in einer insgesamt reduzierten Rekombinationsrate von Ladungsträgern an dieser Oberfläche äußert.
Dieser Potentialwall wird im Allgemeinen als Rückseitenfeld oder back- surface-field bezeichnet.
Die Abfolge der Verfahrensschritte, die unter den Punkten 5, 6 und 7 beschrieben sind, kann der hier skizzierten Reihenfolge entsprechen, muss es aber nicht. Dem Fachmann ist ersichtlich, dass die Abfolge der
geschilderten Prozessschritte im Prinzip in jeder vorstellbaren Kombinatorik ausgeführt werden können.
8) Optionale Kantenisolation
Sofern die Kantenisolation des Wafer nicht bereits, wie unter Punkt 3 beschrieben, erfolgt ist, wird diese typischerweise nach dem Ko-Feuern mit Hilfe von Laserstrahlverfahren durchgeführt. Dazu wird ein Laserstrahl auf die Vorderseite der Solarzelle dirigiert und der frontseitige p-n-Übergang wird mit Hilfe der durch diesen Strahl eingekoppelten Energie durchtrennt. Dabei werden Schnittgräben mit einer Tiefe von bis zu 15 pm infolge der
Einwirkung des Lasers generiert. Dabei wird Silizium über einen
Ablationsmechanismus von der behandelten Stelle entfernt bzw. aus dem Lasergraben geschleudert. Typischerweise ist dieser Lasergraben 30 pm bis 60 pm breit und etwa 200 pm von der Kante der Solarzelle entfernt. Nach ihrer Herstellung werden die Solarzellen charakterisiert und
entsprechend ihrer individuellen Leistungen in einzelne Leistungskategorien klassiert.
Der Fachmann kennt Solarzellenarchitekturen mit sowohl n-Typ als auch p- typ-Basismaterial. Zu diesen Solarzellentypen zählen unter anderem
• PERC-Solarzellen,
• PERT-Solarzellen,
• PERL-Solarzellen,
• MWT-Solarzellen,
• daraus folgernd MWT-PERC, MWT-PERT- und MWT-PERL-Solarzellen,
• Bifaciale Solarzellen mit homogenem und selektivem Rückseitenfeld,
• Rückseitenkontaktzellen,
• Rückseitenkontaktzellen mit interdigitierenden Kontakten.
Die sogenannten PERC- (p_assivated emitter rear contact) oder LBSF-Zellen (tocal back surface field) stellen eine höhereffiziente Weiterentwicklung der normalen Standard-Aluminium-BSF-Solarzelle (back surface field) dar. Die Standard-Aluminium-BSF-Zelle wird, wie zuvor bereits ausgeführt,
hergestellt. Eine solche Zelle erscheint im Querschnitt (nicht
maßstabsgetreu) wie in Abbildung 1 dargestellt. Die wesentlichen Elemente der Zelle bestehen aus dem frontseitigen Elektrodengitter, welches
Ladungsträger aus der Zelle über einen äußeren Stromkreis abtransportiert. Direkt mit dem Elektrodengitter verbunden ist der sogenannte Emitter, der die durch Lichteinfall und schließlich infolge von dessen Absorption generierten Ladungsträger (Elektronen und Löcher) einsammelt. Im Regelfall handelt es sich dabei um die Elektronen, insofern man von derzeit immer noch vorherrschenden Technologie der Herstellung von Solarzellen mit p- Typ-Basis ausgeht. Der Emitter ermöglicht es, die im Bulk des Siliziums, der Basis oder auch vereinfachend ausgedrückt, des Absorbers, generierten Elektronen (in diesem Fall Minoritätsladungsträger mit kurzer endlicher Lebensdauer, letztere im Bereich von wenigen bis einigen Hundert
Mikrosekunden) einzusammeln, wodurch diese in dieser Zone zu nun Majoritätsladungsträgern werden und über die an dem Elektrodengitter vorherrschende Potentialdifferenz durch dieses abzufließen vermögen. In der Basis, oder auch Absorber, wird der weitaus größte Teil der auf die Zelle einfallenden Lichtintensität absorbiert, wodurch die bereits erwähnten Elektronen-Loch-Paare erzeugt werden. Die Rückseite der Basis ist bei Standard-Aluminium-BSF-Zellen mit einer hochdotierten p-Typ Zone versehen, dem Rückseitenfeld. Diese hochdotierte Zone wirkt auf die in der Basis generierten Elektronen vergleichbar einer Art von Spiegel: sie werden in dieser Region aufgrund des ansteigenden Gradienten der
Dotierstoffkonzentration zurückgeworfen (->„reflektiert"), weil sie diesen Potentialwall nicht überwinden können. Dieses Rückseitenfeld kann auf verschiedenste Weise erzeugt werden. In der industriellen Praxis hat sich jedoch fast ausschließlich dominierend die Technik der Einlegierung von Aluminium in den Siliziumkristall durchgesetzt. Zu diesem Zweck wird, wie ebenfalls bereits beschrieben, eine siebdruckfähige Aluminiumpaste nahezu vollständig auf der Rückseite des Silizumwafers aufgedruckt und durch eine zu einem späteren Zeitpunkt stattfindende Wärmebehandlung, dem Co- Feuerns, in den Siliziumkristall einlegiert. Dabei bilden sich unterschiedliche Zonen und Phasen aus: neben einem elektischen Gemisch bestehend aus Aluminium und Silizium, Aluminium, welches mit Silizium angereichert ist, als auch eine hochdotierte p-Typ Zone im Siliziumkristall, die aus
eindiffundiertem Aluminium besteht. Diese Zone kann Dicken im Bereich von 6 μιτι bis 8 pm aufweisen. Neben der„Reflexion" der Elektronen sammelt diese Zone die Löcher ein. Diese können dann fiktiv über das Rückseitenfeld in die angrenzenden unterschiedlich zusammengesetzten aluminiumhaltigen Phasen übertreten und über die sich auf der Solarzelle verbleibende
Aluminiumschicht über einen extern angebrachten Stromkreis abfließen.
Figur 1a zeigt den schematischen, nicht skalierter Querschnitt durch eine Standard-Aluminium-BSF-Solarzelle (rückseitige Sammelbusse nicht dargestellt). Figur 1 b zeigt den schematischen, nicht skalierten Querschnitt durch eine PERC-Solarzelle (rückseitige Sammelbusse nicht dargestellt).
Die PERC-Zelle stellt nun eine Weiterentwicklung dieser Standard-Alumi- nium-BSF-Zelle dar, dergestalt dass die auf der Rückseite der Solarzelle aufgebrachte Aluminiummetallisierung um wenigstens eine weitere Schicht, ein Dielektrikum ergänzt wird, welche in diesem Fall sich zwischen dem Siliziumkristall und dem aufgedruckten Aluminium befindet. Diese dielektrische Schicht wird lokal geöffnet, um die Kontaktierung des Siliziums mit der Alu— miniumpaste zu ermöglichen. Diese lokale Metallisierung funktioniert im Fall der Verwendung einer Aluminiumpaste so wie das im Fall der ganzflächigen Einlegierung von Standard-Aluminium-BSF-Solarzellen bekannt ist. Aus diesem Grund muss das auf der Rückseite aufgebrachte Dielektrikum gegenüber den Prozessbedingungen der Einlegierung von Aluminium in das Sili- zium soweit stabil sein, dass die heiße Paste das Dielektrikum nicht, oder nicht vollständig durchdringen kann. Das rückseitige Dielektrikum erfüllt bei seiner Anwendung zur Herstellung von PERC-Solarzellen wenigstens zwei wichtige Funktionen: 1 ) Sie ist verantwortlich für die elektronische
Oberflächenpassivierung der Waferrückseite der Solarzelle und reduziert die Oberflächenrekombinations-geschwindigkeit. Letztere beträgt bei Standard- Aluminium-BSF-Zellen zwischen 500 cm/s und 1000 cm/s. Sie kann infolge der Verwendung einer geeigneten dielektrischen Passivierungsschicht auf bis zu 10 cm/s, oder noch weniger, reduziert werden. Die Reduktion der Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit führt in der Solarzelle zu einer Reduktion des Dunkelsättigungsstroms (lo) bzw. der Dunkelsättigungsstrom- dichte. Diesen Dunkelstrom kann man sich als einen parasitären Strom vorstellen, der dem Photostrom aufgrund der Absorption der Sonnenstrahlung entgegengesetzt orientiert ist. Der effektiv maximale Strom, die Kurzschlussstromdichte (Isc), den man demgemäß aus der Solarzelle entnehmen kann, ist also umso höher, je geringer der Dunkelstrom sein wird, oder je höher der generierte Photostrom ist. Jetzt kann man den maximalen Strom, sofern man keine lichtkonzentrierenden Elemente zu Einsatz bringt, nicht beliebig erhöhen, weil dieser durch die Einstrahlungsbedingungen und die Solarzellenarchitektur und damit deren Charakteristika vorgegeben ist. Von daher haben viele Optimierungen an bestehenden Solarzelltypen den
Zweck, die Verluste, und daraus resultierend den Dunkelstrom zu minimie- ren. Minimiert man per Definition den Dunkelstrom, so steigt gemäß Gleichung [1] die erreichbare maximale Spannung, die offene Klemmenspannung (Voc), an. Die Passivierung der Rückseite der Solarzelle, der Basis führt also zu einem Spannungsanstieg. Unter Berücksichtigung, dass dabei die maximal erreichbare Kurzschlussstromdichte konstant bliebe, ist bereits ein Wirkungsgradgewinn bei der so hergestellten Solarzelle zu verzeichnen. In der Regel wirkt sich allerdings eine Reduktion der Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit etwas untergeordnet auf die maximal erreichbare Kurzschlussstromdichte aus, sodass ein Effizienzgewinn der Solarzelle auf- grund der Verbesserung oder Optimierung der beiden Parameter zu erwarten sein wird, wovon der Spannungsgewinn jedoch der dominierende und auch der weitaus interessantere Faktor ist. Setzt man die Gleichung [1] für zwei Solarzellen, eine Standard-Aluminium-BSF-Solarzelle und eine PERC- Solarzelle in Relation, kann man anhand der in den Gleichungen [2] und [3] gegebenen charakteristischen Daten und deren Verhältnisse den relativen Spannungsgewinn einer PERC-Zelle gegenüber dem einer Standard-Aluminium-BSF-Zelle abschätzen. Nimmt man für beide Zelltypen einen gleichen maximalen Kurzschlussstrom, von entsprechend 37.5 mA/cm2 Zellfläche, an und geht weiterhin von einem Dunkelstrom für die Standard-Aluminium-BSF- Zelle von 3*10"13 A/cm2 und von einem von 2*10"13 A/cm2 für die PERC-Zelle aus, dann wird für die PERC-Zelle der Dunkelstrom gegenüber dem der Standard-Aluminium-BSF-Zelle um 33 % reduziert, und die Spannung der PERC-Zelle steigt gegenüber der der Standard-Aluminium-BSF-Zelle um 1.5 % an. Das entspricht einer Spannung von 650 mV für eine PERC-Zelle, gegenüber der Spannung von 640 mV einer Standard-Aluminium-BSF-Zelle, oder einem Wirkungsgradgewinn von 0.3 % abs. ( 9.16 % vs. 19.46 %). Letzteres entspricht, obwohl teilweise generisch gewählt, Beispielen, wie sie in der einschlägigen Literatur beschrieben werden. [3]
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In der Regel werden teilweise jedoch noch höhere Effizienzgewinne beschrieben. Diese ergeben sich, wenn man den Gewinn der Kurzschlussstromdichte mit in Betracht zieht. Dieses ergibt sich teilweise aus dem bereits zuvor Skizzierten. Weiterhin, und dabei handelt sich um die zweite wichtige Funktion der dielektrischen Passivierungsschicht, wirkt letztere auf der Rückseite der Solarzelle wie ein optischer Spiegel und verbessert damit u. a. die Rückseitenreflektivät innerhalb der Solarzelle. Licht, welches in der Lage ist, das Silizium der Solarzelle zu durchstrahlen, wird an der
Grenzfläche Silizium-Dielektrikum besser reflektiert als an der Grenzfläche zum Aluminium. Das ist der Fall für langwellige Strahlung (λ > 900 nm). Silizium verfügt als indirekter Halbleiter über einen relativ geringen
Absorptionskoeffi-zienten für Strahlung von relativ hoher Wellenlänge, was anders ausgedrückt zu einer mit zunehmender Wellenlänge des
eingestrahlten Lichtes anstei-genden Absorptionslänge führt. Die
Absorptionslänge kann derart stark zunehmen, bis das Licht die Dicke eines Wafer vollständig durchstrahlen kann (vgl. Abbildung 2).
Figur 2 zeigt die mit Hilfe der Transfer-Matrix-Methode berechnete wellenlängenabhängige Transmission eines polierten, auf der Frontseite mit 80 nm SiNx bedecktem Siliziumwafers (280 - 1100 nm). Als Dicke des Siliziumwafers wurden 180 pm der Berechnung zugrunde gelegt. Die Transmission des Wafers beträgt 1 % bei einer Wellenlänge von 925 nm.
Dabei ist die Reflektiviät in der beiliegenden Modellrechnung an der Grenzfläche Silizium-Siliziumdioxid bei senkrechtem, also parallel zur Oberflächennormalen, Lichteinfall nicht notwendigerweise der der Grenzfläche Silizium-Aluminium überlegen. Dieser Zustand ändert sich jedoch in Abhängigkeit vom Einfallswinkel auf die genannten Grenzflächen, wobei, wie ersichtlich wird, die Reflektivität der Silizium-Siliziumdioxid-Grenzfläche (vgl. Abbildung 3) jener der Grenzfläche Silizium-Aluminium vorzuziehen ist (vgl. Abbildung 4). Abweichungen vom einem lotrechten Einfall auf die Siliziumoberfläche ergeben sich aufgrund der Oberflachentextur: im Fall von CZ-Wafern ist die Oberfläche von irregulär angeordneten Pyramiden gekennzeichnet, deren Seitenflächen einen Winkel von 54° mit der fiktiven planen Siliziumoberfläche einschließen. Daraus ergibt sich bei lotrechtem Lichteinfall zur fiktiv planaren Siliziumoberfläche ein zwischen dem Lichtstrahl und der Pyramidenseitenfläche eingeschlossener Winkel von 36°, welcher wiederum zu einem Einfallswinkel von 54° gegenüber der Oberflächennormalen auf der Seitenfläche der Pyramide führt. Aufgrund der Brechung des Lichtstahls, 13 °, im Bereich von 1000 nm, ergibt sich auf einer fiktiv polierten Rückseite des Wafers ein Einfallswinkel von 32° zur Oberflächennormalen. Im Falle des zuvor genannten Einfallswinkels ist die Reflektivität an der Grenzfläche von Silizium-Siliziumdioxid deutlich höher als für den Fall der Grenzfläche von Silizium-Aluminium. Aufgrund der höheren Reflektivität der Silizium-Siliziumdioxidgrenzfläche können an dieser Grenz- fläche Lichtstrahlen effizienter reflektiert werden, die normalerweise die gesamte Waferdicke durchdringen und auf dessen Rückseite wieder austreten können würden (Wellenlängen > 900 nm). Diese an der Grenzfläche reflektierten Strahlen können damit erneut den Siliziumkristall passieren, womit die Wahrscheinlichkeit zu deren (vollständiger) Absorption ansteigt. Bei deren Absorption im Silizium werden zusätzlich Elektronen-Loch-Paare erzeugt, die, nach deren erfolgreicher Trennung und Einsammlung, zu dem1 Strom der Solarzelle beitragen. Als Konsequenz wird die maximal erreichbare Kurzschlussstromdichte der Solarzelle ansteigen. Figur 3 zeigt die berechnete Reflektivität der Silizium-Siliziumdioxid- Grenzfläche in Abhängigkeit von der Wellenlänge und vom Einfallswinkel für einen polierten Siliziumwafer. Die Berechnung ist mittels der Transfer- Matrix-Methode (280 - 1100 nm) durchgeführt worden. Licht der
Wellenlängen deutlich kleiner als 800 nm wird bei einer typischen Dicke eines Siliziumwa-fers, von beispielsweise 180 pm oder weniger, die Silizium-Siliziumdoxid-Grenzfläche infolge vollständiger Absorption im
Silizium nicht erreichen können.
Figur 4 zeigt die berechnete Reflektivität der Silizium-Aluminium-Grenz- fläche in Abhängigkeit von der Wellenlänge und vom Einfallswinkel für einen polierten Siliziumwafer. Die Berechnung ist mittels der Transfer-Matrix-Methode (280 - 1100 nm) durchgeführt worden. Licht der Wellenlängen deutlich kleiner als 800 nm wird bei einer typischen Dicke eines Siliziumwafers, von beispielsweise 180 pm oder weniger, die Silizium-Aluminium-Grenzfläche nicht erreichen können infolge einer vollständigen Absorption im Silizium. Die Brechungsindices und die Absorptionskoeffizienten von Aluminium entsprechen sicherlich nicht denen einer konventionell siebgedruckten und gefeuerten Aluminiumsiebdruckpaste. Des Weiteren ist die Rückseite der Siliziumsolarzelle normalerweise durch folgenden weitere Regionen/Phasen gekenn- zeichnet, bevor der Übergang zum Aluminium erfolgt: hochdotierte BSF- Zone, eutektische Aluminium-Siliziumphase.
Figur 5 zeigt mit Hilfe der Transfer-Matrix-Methode berechnete Absorption von Aluminium bei der folgenden Teststruktur: SiNx (80 nm)/Si (180 pm)/AI (40 pm). Für die Berechnung wurde ein polierter Siliziumwafer angenommen, der Einfallswinkel auf die Teststruktur beträgt 0° (parallel zur Oberflächennormalen), der Wellenlängenbereich überstreicht 280 nm bis 1100 nm. Bei der Teststruktur sind die auf der Rückseite vorhandenen Regionen/Phasen vernachlässigt worden: hochdotierte BSF-Zone, eutektische Aluminium-Siliziumphase. Auf der Frontseite wurde die Emitterzone nicht berücksichtigt.
Die dielektrische Zwischenschicht ist nicht nur ausschließlich für die Verbesserung der Reflektivität auf der Rückseite der Solarzelle, und zwar an der Grenzfläche Silizium-Siliziumdioxid, verantwortlich, sondern sie reduziert auch im Falle einer PERC-Zelle die im Aluminium stattfindende parasitäre Absorption. Die parasitäre Absorption des Aluminiums ist anhand einer Teststruktur in der Abbildung 5 gezeigt. Diese beträgt über den gesamten dargestellten Wellenlängenbereich 6.41 W/m2 oder 0.80 % der in dem betreffen - den Wellenlängenbereich verfügbaren einfallenden Strahlung. Infolge der Abschirmung bzw. der Entkopplung des Aluminiums von der Siliziumwafer- Oberfläche bei der PERC-Zelle wird die parasitäre Absorption des Aluminiums deutlich reduziert, was, kombiniert mit der erhöhten Reflektivität an der Grenzfläche Silizium-Siliziumdioxid letztlich zu einer Erhöhung der Kurzschlussstromdichte und damit zu einer Erhöhung der Effizienz der Solarzelle beiträgt (vgl. Modellrechnungen in Tabelle 1). Bemüht man dazu letztlich wieder das bereits mit Hilfe der Gleichung [3] skizzierte Beispiel und die für diesen Zweck eingesetzten Parameter, dann nimmt bei einer Zunahme der Kurzschlussstromdichte von 0,5 mA/cm2 die erreichbare Spannung der PERC-Zelle um lediglich 0,3 mV zu. Anhand dieses Beispiels zeigt sich, dass der Effizienzgewinn bei der PERC-Struktur im Wesentlich auf die Oberflächenpassivierung und damit verbunden die Reduktion der
Dunkelstromsättigungsdichte zurückzuführen ist.
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Tabelle 1 : Mit Hilfe der Transfer-Matrix-Methode berechnete Teststrukturen für unterschiedliche Solarzellen. Für die Berechnung wurde ein polierter Siliziumwafer angenommen, der Einfallswinkel auf die Teststruktur beträgt 0° (parallel zur Oberflächennormalen), der Wellenlängenbereich überstreicht 280 nm bis 1100 nm (804,60 W/m2). Es sind die absorbierten Leistungen in jeder Schicht angeben sowie deren Anteile an der über den gesamten Wellenbereich eingestrahlten Leistung. Die im Siliziumwafer absorbierte Leistung ist in einen maximal zu erreichenden Photostrom umgerechnet worden. Die Berechnung berücksichtigt nicht Abweichungen vom senkrechten Strahlungseinfall, also Effekte, welche sich aufgrund der Oberflächentextur der Solarzelle ergeben. In der Praxis wird eine höhere Differenz der Kurzschlussstromdichte zwischen den beiden Zellen erwartet. Sie kann bis zu 0,5 mA/cm2 betragen (hier: 0,13 mA/cm2). Durch das Einschieben einer dielektrischen Schicht zwischen das Silizum und das Aluminium werden also hauptsächlich zwei positive Effekte erzielt: einerseits die elektronische Passivierung der Waferoberfläche, und
andererseits die Erhöhung der Reflektivität des eingestrahlten Lichtes an der Waferrückseite und damit die Reduktion dessen parasitärer Absorption in der Aluminiumschicht. Der erste Effekt trägt zu einer Minderung der Dunkel- stromsättigungsdichte in der Basis der Zelle bei, was primär zu einer höheren erreichbaren Spannung der Zelle und, weniger ausgeprägt, zu einem höheren Strom führt. Der zweite Effekt trägt zu einem höheren Strom der Strom der Zelle bei. Um die Zelle auf der Rückseite zu kontaktieren, muss die dielektrische Schicht auf der Rückseite lokal geöffnet werden, um die
Kontaktbildung mit dem sich über dem Dielektrikum befindenden Aluminium zu ermöglichen. Diese lokalen Kontaktöffnungen können mit unterschiedlichen Methoden ermöglicht werden: Photolithographie, Drucken von Ätz- resists mit anschließendem Tauchätzen, Drucken von ätzend wirkenden Medien, Abscheidung des Dielektrikums über Schattenmasken und
Laserablation der Schicht.
In der Regel hat es sich als zweckmäßig erwiesen, dass Dielektrikum auf der Waferrückseite aus mehr als einer Schicht, sondern vielmehr aus einem Schichtenstapel, besteht. Meistens handelt es sich um zwei Schichten, wovon die erste Schicht, welche direkt auf der Waferoberfläche abgeschieden ist, die Funktion der dielektrischen Oberflächenpassivierung wahrnimmt. Diese Schicht verfügt in der Regel über eine geringe Mächtigkeit von wenigen (5 - 30 nm) Nanometern. Da solche dünne Schichten dem Metalli- sierungsprozess mit der Alumiumpaste, sprich deren Einlegierung, im Regelfall nicht widerstehen können, dabei mit aufgeschmolzen und in dem Aluminium aufgenommen werden und infolgedessen naturgemäß deren passivierende Wirkung dann obsolet ist, werden die eigentlichen Passivierungs- schichten von wenigstens einer weiteren Capping-Schicht bedeckt, deren Schichtdicke um ein Mehrfaches größer ist, als die der eigentlichen Passi- vierungsschicht selbst. Diese Capping-Schichten müssen einerseits wider- standsfähig genug sein, um dem Legierungsprozess mit der Aluminiumpaste zu widerstehen, und andererseits müssen sie der Aluminiumpaste eine ausreichende Haftvermittlung gewährleisten. Die typische Dicke dieser Capping-Schichten liegt zwischen 70 nm und 200 nm. In der industriellen Praxis hat sich als Verwendung des Capping-Materials fast ausschließlich die von SiNx etabliert, wobei das SiNx in der Regel mit Hilfe von PECVD- Verfahren auf der Passivierungsschicht deponiert wird. Dem gegenüber bestehen die Passivierungsschichten in der Regel aus Si02, AI2O3, in manchen Fällen auch aus amorphem Silizium (a-Si), und hin und wieder ist auch die Verwendung von amorphem Siliziumkarbid (a-SiC) beschrieben worden. Die Passvierungsschichten profitieren in ihrer Wirkung von der über diesen abgeschiedenen Capping-Schicht weiterhin dadurch, dass aus in der Capping-Schicht eingelagertem Wasserstoff an die sich unter dieser befindenden dielektrischen Passivierungsschicht abgegeben werden kann. Dieser Wasserstoff kann der Grenzfläche zwischen Silizium und Passivierungsschicht vorhandene Defektstellen absättigen und somit passivieren.
Die Herstellung einer PERC-Solarzelle umfasst in Kontext der zuvor beschriebenen Implikationen somit die folgenden Prozessschritte:
1. Sägeschadenentfernung und Textur
2. Diffusion und Dotierung 3. Einseitige Politurätze der Rückseite
4. Abscheidung einer Antireflexschicht auf der Vorderseite
5. Abscheiden der dielektrischen Passivierung auf der Rückseite
6. Abscheiden der Capping-Schicht auf der dielektrischen Passivierung
7. Lokale Kontaktöffnungen in Capping-Schicht als auch dielektrischen
Passivierungsschicht
8. Metallisierungsdruck und Co-Feuern Es versteht sich von selbst, dass Abwandlungen der obigen Prozesssequenz möglich sein können, die jedoch zum gleichen Ergebnis, nämlich einer PERC-Solarzelle führen. Die in der genannten Prozesssequenz weisen unterschiedliche Anteile an den Gesamtkosten zur Herstellung einer PERC- Solarzelle auf. Bei den kostenintensivsten Einzelschritten handelt es ich um die folgenden: Metallisierungsdruck und Co-Feuern, die Abscheidung der dielektrischen Passivierungsschicht sowie die des Capping-Materials, als auch dem der nasschemischen Textur und der nasschemischen Politurätze. Für den industriellen Standard, nämlich dem der Metallisierung der Solar- zellenwafer mit Hilfe des Siebdruckverfahrens, sind zahlreiche Alternativen vorgestellt worden, welche sich allerdings bisher aufgrund von Kostengründen noch nicht in der Massenfertigung etablieren konnten. Der Metallisierungsdruck ist demgemäß nur schwer zu ersetzen. Auf die Texturierung und Politur der Wafer kann aufgrund von Effizienzgesichtspunkten der spä- teren Solarzelle ebenfalls nicht verzichtet werden; womit die Abscheidung der Passivierungsschichten als letzterer größerer Kostenhebel verbleibt, der infolge gezielter Optimierungen Einsparpotentiale bei der industriellen Massenfertigung bieten mag. Die Kosten dieses Blocks werden hauptsächlich den Kapitalaufwändungen für die bei diesen Schritten notwendigen Vakuum- depositionsanlagen getrieben. Als weiterer signifikanter Kostenfaktor kann im Fall der Verwendung von AI2O3 als dielektrischer Passivierungsschicht der Verbrauch der Precursorgase, aus welchen das AI2O3 per Vakuumdeposition auf der Waferoberfläche erzeugt wird, identifiziert werden. Im Fall der Abscheidung von AI2O3 wird in der Regel unter der Verwendung von
Trimethylalan (TMA) das AI2O3 auf der Waferoberfläche erzeugt. Die
Verwendung anderer Alane ist in der Literatur ebenfalls beschrieben worden, deren Verbreitung entspricht jedoch bei weitem nicht der des Trimethylalans. Die industrielle Akzeptanz der Herstellung von PERC-Solarzellen ist also an die Herstellkosten dieser Bauteile gekoppelt, und danach folgenden wieder- rum der Möglichkeit, diese Solarzellen auf einem von fortschreitendem Kostensenkungsdruck gekennzeichneten Markt zu gewinnbringend zu veräußern. Aufgabe der vorliegenden Erfindung
Demgemäß ist es das Ziel der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Verfügung zu stellen, welches den Erfordernissen der industriellen
Massenfertigung gerecht wird: die Herstellung von auf zu deren Applikation notwendigen Anlagen und Gerätschaften nicht korrosiv wirkenden
Hybridsolen, welche bei erhöhten Temperaturen, insbesondere bis 900 °C, gegenüber Aluminium diffusionsdichte, legierungsbeständige (und
passivierend wirkenden) Capping-Schichten auf Siliziumoberflächen unter Zuhilfenahme eines kostengünstigen und robusten Druckverfahrens einfach erzeugen können.
Kurze Beschreibung der Erfindung Das oben beschriebene Problerm läßt sich überraschender weise durch ein neues druckbares Hydridsol auf Basis von Precursoren, ausgewählt aus der Gruppe Siliziumdioxid, Aluminiumoxid, Zinnoxid, Zinndioxid und
Titaniumdioxid, hergestellt auf Grundlage der Sol-Gel-Technik, welches entweder direkt auf Siliziumoberflächen oder auf elektronisch passivierten Siliziumoberflächen zum Zwecke der Herstellung von Solarzellen, bevorzugt von sogenannten PERC-Solarzellen, aufgedruckt, nachfolgend angetrocknet und anschließend mittels siebdruckbarer Aluminiumpaste überschichtet wird (überdruckt) und in einem nachfolgenden (Co-)Feuerungsprozess behandelt wird, wobei das angetrocknete Hybridsol die Einlegierung und Eindiffusion der Aluminiumpaste in den Siliziumwafer an jenen Stellen unterbindet, auf welchen das Hybridsol aufgedruckt wurde, und die elektronische
Passivierungsschicht an eben diesen Stellen darüber hinaus funktionstüchtig erhält. Das erfindungsgemäße druckbare Hybridsol ist auf Basis von Precursoren der folgenden Oxidmaterialien herstellbar: a. Siliziumdioxid: ein- bis vierfach symmetrisch und asymmetrisch
substituierte Carboxy-, Alkoxy- und Alkoxyalkylsilane, explizit
Alkylalkoxysilane enthaltend, in welchen das zentrale Siliziumatom einen
Substitutionsgrad von mit mindestens einem direkt an das Siliziumatom gebundene Wasserstoffatom aufweisen kann, wie beispielsweise Triethoxysilan, und wobei sich weiterhin ein Substitutionsgrad auf die Anzahl möglicher vorhandener Carboxy- und/oder Alkoxygruppen bezieht, welche sowohl bei Alkyl- und/oder Alkoxy- und/oder
Carboxygruppen einzelne oder verschiedene gesättigte, ungesättigte verzweigte, unverzweigte aliphatische, alicyclische und aromatische Reste aufweisen, die wiederum an beliebiger Position des Alkyl, Alkoxid oder des Carboxyrestes durch Heteroatome, ausgewählt aus der Gruppe O, N, S, Cl und Br funktionalisiert sein können, sowie Mischungen der zuvor genannten Precursoren,
Aluminiumoxid: symmetrisch und asymmetrisch substituierte
Aluminiumalkoholate (-alkoxide), wie Aluminiumtriethanolat,
Aluminiumtrisopropylat, Aluminiumtri-sec-butylat, Aluminiumtributylat, Aluminiumtriamylat und Aluminiumtri-iso-pentanolat, Aluminium-tris(-ß- diketone), wie Aluminiumacetylacetonat oder Aluminium-tris(1 , 3- cyclohexandionate), Aluminium-tris(-ß-ketoester), Aluminium- monoacetylacetonat-monoalkoholat, Aluminium-tris-(hydroxychinolate), Aluminiumseifen, wie mono- und dibasisches Aluminiumstearat und Aluminiumtristearat, Aluminiumcarboxylate, wie basisches
Aluminiumacetat, Aluminiumtriacetat, basisches Aluminiumformat, Aluminiumtriformat und Aluminiumtrioctoat, Aluminiumhydroxid,
Aluminiummetahydroxid und Aluminiumtrichlorid und dergleichen, sowie deren Mischungen,
Zinn(ll, IV)-oxid: Zinnalkoxide, wie Zinntetraisopropylat und Zinntetra- tert-butylat, Zinncarboxylate, wie Zinndiacetat, Zinnoxalat,
Zinntetraacetat, Alkylzinncarboxylate, wie Dibutylzinndiacetat,
Zinnhydroxid und dergleichen, sowie deren Mischungen,
Titaniumdioxid: Titaniumalkoxide, wie Titaniumethoxid,
Titaniumtetraisopropoxid, Titaniumtetrabutoxid,
Titanium(triethanolaminato)trisisopropylat,
Titaniumbis(triethanolaminato)disopropylat und Titaniumtetraoctoxid, Titaniumhydroxid, Titanium-ß-diketonate, wie Titanylacetylacetonat, Titaniumtrisopropylat-mono-acetylacetonat, Titaniumdisopropylat- bis(acetylacetonat), Titaniumhydroxid, Titaniumcarboxylate, wie
Diacetatodititaniumhexaisopropylat, und dergleichen, sowie deren Mischungen,
wobei die genannten Precursoren und deren Mischungen entweder unter wasserhaltigen oder wasserfreien Bedingungen mit Hilfe der Sol-Gel-Technik entweder simultan oder sequentiell zu partieller oder vollständiger intra- und/oder interspeziärer Kondensation gebracht werden, und sich infolge der eingestellten Kondensationsbedingungen, wie Precursor-Konzentrationen, Wassergehalt, Katalysatorgehalt, Reaktionstemperatur und -zeit, der Zugabe von kondensationskontrollierenden Agentien, wie beispielsweise verschiedener oben genannter Komplex- und Chelatbildner, verschiedener Lösungsmittel und deren individuellen Volumenfraktionen, als auch dem gezielten Eliminieren leichtflüchtiger Reaktionshilfsmittel und unvorteilhafter - nebenprodukte der Gelierungsgrad des entstehenden Hybridgels gezielt steuern und in erwünschter Weise beeinflussen lässt, sodass
lagerungsstabile, sehr gut an die Erfordernisse des jeweiligen
Druckverfahrens, wie vorzugsweise Ink Jet, Flexodruck und Aerosol- Besch ichtungs verfahren, angepasste und druckstabile Formulierungen erhalten werden.
Bevorzugt wird das erfindungsgemäße, druckbares Hybridsol mittels Ink Jet oder Flexodruck strukturiert auf Siliziumoberflächen oder elektronisch passivierten Siliziumoberflächen zum Zwecke der Herstellung von
Solarzellen, insbesondere von sogenannten PERC-Solarzellen, aufgedruckt und anschließend angetrocknet, mittels entweder PVD-Verfahren mit einer dünnen Schicht Aluminium oder mittels des Siebdruckverfahrens mit
Aluminiumpaste ganzflächig beschichtet und danach an den bekannten Strukturen einem lokal ausgeführten Laserschmelzprozess unterworfen wird, wobei das Aluminium im Zuge dessen absichtlich in das nicht geschützte Silizium einlegiert wird (laser-fired contact Zelle). Das auf den Wafer selektiv oder ganzflächig aufgetragene und getrocknete Hybridsol wird anschließend einem thermischen Behandlungsschritt unterworfen, wodurch im
herzustelenden elektronischen Bauteil die lokale Kontaktbildung und
Einlegierung des Aluminiums in die offenen Siliziumstellen ermöglicht wird. Es ist aber auch möglich, das erfindungsgemäße druckbare Hybridsol mittels Aerosol-Beschichtungsverfahren, Flexodruck oder Ink Jet ganzflächig auf Siliziumoberflächen oder elektronisch passivierten Siliziumoberflächen zum Zwecke der Herstellung von Solarzellen, insbesondere von sogenannten PERC-Solarzellen, aufzudrucken, antrocknen zu lassen und nachfolgend mittels geeigneter Kontaktöffnungsverfahren, wie beispielsweise durch Laserablation oder Ätzen mit Hilfe von siebdruckbarer Ätzpaste lokal geöffnet, und mittels PVD-Verfahren mit einer dünnen Schicht Aluminium versehen, oder es im Siebdruckverfahren mit Aluminiumpaste ganzflächig zu beschichten und danach erfolgt an ausgewählten Stellen auf der Rückseite ein lokal ausgeführter Laserschmelzprozess, wobei das Aluminium gezielt in das zuvor frei gelegte Silizium lokal einlegiert wird.
In einer weiteren Ausführungsform wird druckbares Hybridsol mittels
Aerosol-Beschichtungsverfahren, Flexodruck oder Ink Jet ganzflächig auf Siliziumoberflächen oder elektronisch passivierten Siliziumoberflächen aufgebracht zum Zwecke der Herstellung von Solarzellen, insbesondere von sogenannten PERC-Solarzellen, angetrocknet und nachfolgend mittels geeigneter Kontaktöffnungsverfahren, wie beispielsweise Laserablation oder Ätzen mit Hilfe von siebdruckbarer Ätzpaste lokal geöffnet, mittels entweder PVD-Verfahren mit einer dünnen Schicht Aluminium oder mittels des
Siebdruckverfahrens mit Aluminiumpaste ganzflächig beschichtet und wobei das dergestalt hergestellte Bauteil nachfolgend einem thermischen
Behandlungsschritt unterworfen wird, welcher die lokale Kontaktbildung und Einlegierung des Aluminiums in das Silizium an den nicht mehr der Barriere bedeckten Stellen ermöglicht.
Darüber hinaus ist es möglich das druckbare Hybridsol mittels Aerosol- Beschichtungsverfahren, Flexodruck oder Ink Jet ganzflächig auf
Siliziumoberflächen oder elektronisch passivierten Siliziumoberflächen zum Zwecke der Herstellung von Solarzellen, bevorzugt von sogenannten PERC- Solarzellen, aufzudrucken, antrocknen zu lassen, mittels entweder PVD- Verfahren mit einer dünnen Schicht Aluminium oder mittels des
Siebdruckverfahrens mit Aluminiumpaste ganzflächig zu beschichten und danach an willkürlich ausgewählten Stellen auf der Rückseite einem lokal ausgeführten Laserschmelzprozess zu unterwerfen, wobei das Aluminium gezielt in das Silizium einlegiert und die druckbare Barriere infolge der eingekoppelten extrem hohen thermischen Belastung ihrer schützenden Funktion beraubt wird (laser-fired contact Zelle). Besonders gut geeignet sind druckbare Hybridsole gemäß der vorliegenden Erfindung, welche ausschließlich auf Basis von Oxidprecursoren des
Zinndioxids und des Aluminiumoxids hergestellt werden. Nach dem
Aufdrucken auf der Siliziumoberfläche und dem Angetrocknen wirken die hergestellten Schichten elektronisch oberflächenpassivierend, aber auch als Barriere gegenüber der Einlegierung und Eindiffusion von Aluminium in das sich unter der Schicht befindende Silizium. Dieses erfindungsgemäße druckbare Hybridsol verbessert und erhöht die interne Rückseitenreflektivität in einer Solarzelle, insbesondere von sogenannten PERC-Solarzellen. Als besonderer Vorteil hat sich in diesem Zusammenhang ergeben, dass sich die Reflektivität in weiten Bereichen durch Einstellung der
Konzentrationsverhältnisse der Oxidprecursoren gezielt einstellen lässt.
Durch durch Wahl geeigneter Reaktionsbedingungen und Einstellung des Kondensationsgrades Precursoren wird eine vikose Mischung hergestellt, die im Siebdruckverfahren auf zu behandelnde Substrate verdruckbar ist.
Gegebenenfalls kann die Rheologie des erfindungsgemäßen Sols durch Einmischen von geeigneten polymeren Additiven und von partikulären Zuschlagsstoffen verändert werden, so dass eine hochviskose Mischung erhalten wird. Durch Auftragen und Trocknen auf einer Siliziumwafer- oberfläche läßt sich eine elektrisch isolierende Barriereschicht zwischen zwei elektrischen Kontaktstellen ausbilden.
Insbesondere wirken die nach dem Drucken und Antrocknen des
Hydridgsols erhaltenen Schichten als kratz-, und korrosionsbeständige, sowie reflexionsmindernde Schichten in mikroelektronischen und
mikroelektromechanischen (MEMS) Bauteilen, Dünnschicht-Solarzellen, Dünnschicht-Solarmodulen, organischen Solarzellen, gedruckten
Schaltungen und organischer Elektronik, Anzeigeelementen auf Basis der Technologien von Dünnfilmtransistoren (TFT), Flüssigkristallen (LCD), organische lichtemittierende Dioden (OLED) und berührungsempfindlichen kapazitiven und resistiven Sensoren. Somit sind die erfindungsgemäßen Hydridsole vorteilhaft in der Herstellung dieser Elemente einsetzbar. Detaillierte Beschreibung der vorliegenden Erfindung
Überraschenderweise wurde gefunden, dass Hybridsole, bestehend aus Mischungen von Precursoren des Siliziumdioxids, Aluminiumoxids,
Zinnoxids, Zinndioxid und Titandioxids nach deren Deponierung und
Trockung auf Siliziumoberflächen dem Einlegieren von Aluminiumpaste sehr gut wiederstehen können. Diese Hybridsole und -gele können mit Hilfe des klassischen Sol-Gel-Verfahrens dergestalt hergestellt und in ihrer
Zusammensetzung gesteuert werden, dass man die vollständige Bandbreite zwischen niederviskosen und hochviskosen Formulierungen einstellen kann. Im folgenden Zusammenhang werden die niederviskosen Formulierungen, wobei sich niederviskos auf eine willkürlich ausgewählte Grenze der dynamischen Viskosität von < 100 mPa*s beziehen soll, als Tinten
bezeichnet. Demgemäß werden hochviskose Formulierungen, also solche, deren dynamische Viskositäten dann konsequenterweise oberhalb der zuvor genannten Grenze von 100 mPa*s liegen, als Pasten bezeichnet werden. Die Hydridsole und -gele können Alkoxide der zuvor genannten
Verbindungsklassen (Pecursoren des Siliziumdioxids, Aluminiumoxids, Zinnoxids, Zinndioxids, Titandioxids) in willkürlichen Proportionen aufweisen, müssen jedoch nicht alle genannten Precursoren notwendigerweise zu in einer Formulierung zur gleichen Zeit beinhalten. Äquivalent sind Kombinationen aus nur drei oder zwei der genannten Verbindungsklassen vorstellbar. Die Kombinationsmöglichkeiten sind weiterhin nicht auf diese Beispiele beschränkt: als zusätzliche Komponenten können in den Hybridsolen und - gelen weitere Substanzen enthalten sein, die den Solen und Gelen
vorteilhafte Eigenschaften verleihen können. Sie können sein: Oxide, basische Oxide, Hydroxide, Alkoxide, Carboxylate, ß-Diketonate, ß- Ketoesterate, Silicate und dergleichen von Cer, Zirconium, Hafnium, Zink, Germanium, Gallium, Niob, Yttrium, Bor und Phosphor, welche bei der Sol- Gel-Synthese direkt oder vorkondensiert Anwendung finden können. Die Hydridsole und -gele können mit Hilfe von Druck- und Beschichtungs- verfahren auf der Oberfläche von elektronisch passivierten Siliziumwafern oder den Siliziumwaferoberflächen direkt aufgebracht werden. Geeignete Verfahren hierzu können sein: Spin- oder Dip-Coating, Drop-Casting,
Curtain- oder Slot-dye Coating, Screen- oder Flexoprinting, Gravur-, Ink Jetoder Aerosol Jet Printing, Offset Printing, Micro Contact Printing, Electrohydrodynamic Dispensing, Roller- oder Spray-Coating, Ultrasonic Spray-Coating, Pipe Jetting, Laser Transfer Printing, Päd Printing oder Rotationssiebdruck. Vorzugsweise wird das Verdrucken der erfindungsgemäßen Hybridsole mit dem Ink Jet oder dem Flexodruckverfahren bewältigt. Die auf die Oberfläche von elektronisch passivierten Silizium- wafern oder der direkten Siliziumwaferoberfläche aufgedruckten Hybridsole werden im Anschluss an deren Deponierung einem Trocknungsschritt unterworfen. Diese Trocknung kann, muss jedoch nicht notwendigerweise, in einem Durchlaufofen erfolgen. Bei der Trocknung der Sole werden diese infolge des Austriebs von Lösungsmitteln, als auch dem thermischen Abbau von Formulierungshilfsstoffen sowie dem der Oxidprecursoren zu homogenen und dichtschließenden glasartigen Schichten verdichtet. Diese Trocknung kann bei Temperaturen bis 600 °C, vorzugsweise jedoch solchen von 200 °C bis 400 °C, erreicht werden. Die auf der Oberfläche von elektronisch passivierten Siliziumwafern oder die direkt auf der Siliziumwaferoberflächen aufgedruckten und getrockneten Schichten können bei diesem Verfahren ganzflächig aufgebracht werden. Nach ihrer Trocknung wiederstehen diese Schichten dem Einlegieren von Aluminiumpaste, welche auf diesen Schichten ihrerseits aufgedruckt und anschließend während des Co-Feuerungspro- zesses verdichtet und versintert wird. Während dieses Prozesses kann die aufgedruckte Schicht der Hybridsole einer weiteren Trocknung bzw. Verdichtung unterliegen. Vorzugsweise werden die Hybridsole unter Verwendung eines entweder a) geeigneten strukturierenden, wie bei beispielsweise Ink Jet oder einem geeigneten Hochdruckverfahren, wie beispielsweise Flexodruck, b) oder ganzflächigen (vollflächigen) Druckverfahrens, wie beispielsweise mit Hilfe eines geeigneten Aersolbeschichtungsverfahren oder auch ebenso Flexodruck, auf elektronisch passivierten Siliziumwafern oder die
Siliziumwaferoberfläche direkt aufgebracht. Dabei ergibt sich in Folge des zur Anwendung gelangenden Druckverfahrens, dass a) bei einem, die Oberfläche strukturierendem Druckschritt vorzugsweise die Strukturmerkmale, welche für die spätere Kontaktbildung des
Siliziumwafers mit der nachträglich aufzutragenden Aluminiumpaste wichtig sind, gezielt ausgespart werden, wodurch in der gedruckten und getrockneten Barriereschicht diese Aussparungen für den in der nachfolgenden Sequenz zu erzielenden Prozess der Kontaktbildung (lokale Kontakte oder lokale Rückseitenfelder, die in beliebigen dichten Punktwolken, quadratischen, rautenförmigen, parallelen Linien oder sonstigen Arrays erzeugt bzw. ausgespart werden können) wie
beabsichtigt zur Verfügung stehen, wobei im Fall der Verwendung von
Wafern mit bereits vorhandener elektronischer Oberflächenpassivierung, diese, von der einzulegierenden und zuversinternden, Aluminiumpaste mühelos und sich nicht nachteilig auf die spätere Leistung des Bauteils auswirkend vollständig durchdrungen wird; oder b) bei einem, die Oberfläche strukturierendem Druckschritt vorzugsweise die Strukturmerkmale, welche für die spätere Kontaktbildung des
Siliziumwafers mit der nachträglich aufzutragenden Aluminiumpaste wichtig sind, nicht ausgespart, jedoch mit Hilfe eines nachgelagerten kosteneffizienten Strukturierungsschritt.es, wie beispielsweise der
Anwendung von siebdruckbaren Ätzpasten, oder dem einer Laserablation, schnell und effizient geöffnet werden können.
Es ist dabei selbstverständlich, dass diese Strukturen, nur eingegrenzt von den Erfordernissen zur Herstellung ausreichend effizienter Solarzellen, frei gewählt bzw. nachträglich frei wählbar in die Barriereschicht eingearbeitet werden können. Das strukturierte Verdrucken der Barriereschicht erübrigt selbstredend den Schritt der lokalen Kontaktöffnung, so wie dieser bei Deponierung der dielektrischen Passivierungs- und Capping-Schicht notwendig ist. Eine bereits unter der Barriereschicht vorhandene elektronische Oberflächenpassivierung wird während des Kontaktbildungs- schrittes von der einlegierenden Aluminiumpaste durchdrungen. Insofern die auf Basis von Hydridsolen druckbare Barriereschicht die Siliziumoberfläche auch elektronisch zu passivieren vermag, kann somit des Weiteren auf die Abscheidung der dielektrischen Passivierungsschicht verzichtet werden. Das einfache, schnelle und kosteneffiziente Aufdrucken von Hybridsolen zum Zweck der Ausbildung einer Barriereschicht, die ihrerseits einer nachgelagerten großflächigen Einlegierung von Aluminium in den
Siliziumwafer widersteht, birgt somit wesentliche Kostenvorteile, die sich vorteilhaft auf die Reduktion der Herstellkosten von Solarzellen auswirken: a) Strukturierte Deposition einer Barriereschicht, welche derzeit auf
konventionellem Wege mittels kostenintensiver PVD- oder CVD-Verfahren ganzflächig und unstrukturiert abgeschieden werden müssen, als auch die Einsparung des sich an diese Abscheidung anknüpfenden Prozesses der lokalen Kontaktöffnung. Insofern die aufgedruckte Barriereschicht über ausreichende elektronische Oberflächenpassivierungseigenschaften aus sich selbst heraus verfügt, kann weiterhin auf die Abscheidung der dielektrischen Passivierung mittels der konventionellen PVD-, CVD- oder ALD-Abscheidungen verzichtet bzw. deren Abscheidung durch wesentlich kostengünstigeren kombinierte Druck- und Trocknungsschritte ersetzt werden. b) Nicht strukturierte Deposition einer Barriereschicht, welche derzeit auf konventionellem Wege mittels kostenintensiver PVD- oder CVD-Verfahren ganzflächig und ebenfalls unstrukturiert abgeschieden werden müssen. Die Definition der lokalen Kontaktierungstellen ist in beiden Fällen mittels eines Verfahren zu erreichen, welches im Anschluss an die Deposition der Barriereschicht durchzuführen sein wird. Eine Kostenersparnis im Fall der Verwendung eines Druckprozesses ergibt sich durch die Wahl eines massenguttauglichen Auftragungsprozesses (insbesondere für
Aerosolbeschichtung als auch Flexodruck zutreffend), der einen deutlich höheren Bauteildurchsatz als die derzeit konventionell verwendeten PVD- und CVD-Verfahren zulässt. Insofern die aufgedruckte Barriereschicht über ausreichende elektronische Oberflächenpassivierungseigenschaften aus sich selbst heraus verfügt, kann weiterhin auf die Abscheidung der dielektrischen Passivierung mittels der konventionellen PVD-, CVD- oder ALD-Abscheidungen verzichtet bzw. deren Abscheidung durch wesentlich kostengünstigeren kombinierte Druck- und Trocknungsschritte ersetzt werden. Die Hybridsole können mit Hilfe wasserfreier als auch wasserhaltiger Sol- Gel-Synthesen hergestellt werden. Als weitere Hilfsstoffe bei der
Formulierung der Gele können die folgenden Stoffe vorteilhaft Anwendung finden:
• Tenside, tensioaktive Verbindungen zur Beeinflussung der Benetzungsund Trocknungsverhaltens,
• Entschäumer und Entlüfter zur Beeinflussung des
Trocknungsverhaltens,
• hoch und niedrig siedende polare protische und aprotische
Lösungsmittel zur Beeinflussung der Partikelgrößenverteilung, des Präkondensationgrades, Kondensations-, Benetzungs- und Trocknungs- sowie Druckverhaltens,
• komplexbildende und chelatisierend wirkende Verbindungen, wie
beispielsweise Acetylaceton, 1 , 3-Cyclohexandion, isomere
Verbindungen der Dihydroxybenzoesäure, Salicylsäure, Acetaldoxim sowie die in den Patentanmeldungen EP12703458.5 und EP12704232.3 weiterhin genannten Verbindungen, welche alle zusammengenommen entweder isoliert oder in Mischungen der genannten Stoffe zur
Anwendung kommen können
• Oxide, Hydroxide, basische Oxide, Acetate, Alkoxide, Silicate
präkondensierte Alkoxide von Bor, Gallium, Silizium, Germanium, Zink, Zinn, Phosphor, Titan, Zirkonium, Yttrium, Nickel, Cer, Niob und weiteren zur Formulierung von Hybridsolen
Eine Methode zur Herstellung einer geeigneten und erfindungsgemäßen Tinte erfolgt durch das Vorlösen eines Siliziumdioxid-Precursors, wie beispielsweise Tetraethylorthosilicat, in einem Lösungsmittel oder einem Lösungsmittelgemisch, vorzugsweise ausgewählt aus der Gruppe hochsiedender Glycolether oder vorzugsweise hochsiedender Glycolether und Alkohole. Dieser Lösung werden nach dem Lösen des Siliziumdioxid- Precursors Wasser und Essigsäure, oder eine vorzugsweise alternativ zu verwendende Carbonsäure, in erforderlicher Menge hinzugefügt, wonach das Gemisch bis zur gewünschten Kondensationsstufe bei Temperaturen zwischen 80 °C und 100 °C für unterschiedliche Reaktionsdauern refluxiert wird. Daran schließt sich die Zugabe des Aluminium-tri-sec-butylats (ASB), entweder vorgelöst in dem bei der Reaktion verwendeten Lösungsmittel oder Lösungsmittelgemisch oder unverdünnt und direkt, an. Direkt im Anschluss werden Komplexbildner bestehend aus ß-Diketonen, wie beispielsweise Acetylaceton, oder Carbonsäuren, wie beispielsweise Salicylsäure, oder eine Mischung aus beiden zugegeben. Je nach Konzentration der Reaktions- lösung können die Komplexbilder auch vor der Zugabe von ASB vorgelegt, oder aber in jeweils halben Portionen vor und nach der Zugabe von ASB zu der Reaktionsmischung hinzugefügt werden. Die Polymerisierung des ASB und TEOS wird mit der Zugabe von zusätzlichem Wasser gefördert, und die Reaktionslösung wird bis zum Erreichen einer gewissen Kondensationsstufe weiter refluxiert. Als letztes wird Tetraethylorthotitanat (TEOT) als Precursor für Titandioxid zu der Reaktionsmischung hinzugefügt, gefolgt von einer Portion des Lösungsmittel oder des Lösungsmittelgemischs, sofern das zum Einstellen einer final zu erreichenden und gewünschten Endkonzentration des Hybridsols erforderlich erscheint. Im Fall der Herstellung eines Precur- soren des Zinnoxid enthaltenden Hybridsols werden die Zinnoxid-Precur- soren, wie beispielsweise Dibutylzinnacetat, in Begleitung des Tetraethyl- orthotitanats zur der Reaktionsmischung hinzugefügt. Die dergestalt vervollständigte Reaktionsmischung wird anschließend noch für weitere 30 bis 90 Minuten refluxiert.
Eine alternative Herstellungsmethode von Zinnoxid, in diesem Fall Zinndioxid enthaltenden Hybridsolen basiert auf der Verwendung von Zinntetracetat als entsprechendem Precursor. Zu diesem Zweck wird das Zinntetracetat in Essigsäure bei 80 °C bis 85 °C refluxiert und mit Wasser tropfenweise und versetzt, bis eine vollständig klare Lösung erhalten wird. Diese klare Lösung wird mit dem gewünschten Lösungsmittel oder Lösungsmittelgemisch verdünnt, und die anderen zur Herstellung des Hybridsols erforderlichen Precursoren werden ebenfalls in dem Lösungsmittel oder dem Lösungsmittelgemisch hinzugefügt. Die vervollständigte Reaktionsmischung wird im Fall von ausschließlich aus Precursoren des Zinndioxids und solchen des
Siliziumdioxids bestehenden Hybridsolen für eine bis zwei Stunden refluxiert. Im Falle der Herstellung ternärer und quartärer Hybridsole wird die bereits im vorhergehenden Absatz beschriebene Reihenfolge der Zugabe der einzelnen Precursoren beibehalten. In einer weiteren Ausführungsform, nämlich der Herstellung von Hybrisolen, welche keine Precursor des Silicidoxids enthalten, wird ASB in einer
Mischung aus Essigsäure und oben bereits als vorteilhaft genannten
Lösungsmitteln, wie beispielsweise Diethylenglycolmonoethylether
(DEGMEE), Diethylenglycolmonobutylether (DEGMBE) oder
Ethylenglycolmonobutylether (EGB), oder einer Lösungsmittelmischung, wie beispielsweise zuvor genannte und einen Alkohol wie beispeilsweise Ethanol enthaltend, vorgelegt. Anschließend werden die ebenfalls bereits genannten Komplex- und Chelatbildner, bzw. Mischungen dieser, in der
Reaktionslösung gelöst, und Wasser aufgenommen in der bereits zum Lösen des ASB verwendeten Lösungsmittelbasis wird langsam zutropfen lassen. Die Reaktionsmischung wird für eine Stunde refluxieren lassen, woraufhin die weiterhin erforderlichen Precursoren, gelöst in der in bereits verwendeten Lösungsmittelbasis, hinzugefügt werden, und die Mischung weiter refluxieren lassen wird.
Die Applikation der zuvor beschriebenen Tinten, Hybridsole, wurde, wie folgt skizziert, durchgeführt: Auf polierten <100> CZ-Wafern wurden die
Hybridsole mittels des Lackschleuderverfahrens aufgebracht. Dabei für jede der verwendeten Tinten ein individuelles Schleuderprogramm zum Einsatz. Im Fall der sich ergebenden Notwendigkeit an multiplen
Schichtauftragungen, wurden die Schichten zwischen jedem Beschichtungs- prozess einer Trocknung für 10 Minuten bei 400 °C auf einer konventionellen Laborheizplatte unterworfen. Die Diffusionsdichtigkeit der dergestalt erhaltenen Barriereschichten wurde gegenüber kommerziell erhältlichen sieb- druckbaren Aluminiumpasten für die Solarzellenherstellung von Standard- Aluminium-BSF-Zellen untersucht. Die Aluminiumpasten wurden mit einer Handrakel aus Edelstahl in einer nominellen Nassfilmdicke von 40 pm auf die mit den Barrierefilmen beschichteten Wafer aufgetragen. Der feuchte Pastenfilm der Aluminiumpaste wurde im Anschluss für 2 Minuten bei 150 °C auf einer laborüblichen Heizplatte angetrocknet. Im Anschluss wurden die Proben in einem Muffelofen bei Temperaturen von 850 °C und 900 °C für jeweils eine Minute behandelt, und die Aluminiumpaste wurde dabei versintert. Danach wurden die Proben von der versinterten Aluminiumpaste und den sich darunter befindenden Barriereschichten durch Behandlung in 40 Seiger Phosphorsäure und 2 %-iger Flusssäure befreit. Die präparierten Proben wurden mittels Rasterelektronmikroskopie, Sekundär-Ionen-Massenspektro- skopie (SIMS), und ECV (elektrochemische Kapazitäts-Spannungs-Tiefen- profilierung) untersucht.
Figur 6 zeigt ECV-Profile (elektrochemische Kapazitäts-Spannungs- Tiefenprofile der Dotanden im Silizium) von drei verschiedenen Referenz- wafern: p-Typ-Basisdotierung (cyan), Wafer mit einlegiertem Aluminium- Rückseitenfeld (BSF, violett) und ein Wafer mit eutektischer Mischung, bestehend aus Aluminium und Silizium. Auf der Ordinate ist die
Konzentration der gemessenen Ladungsträger aufgetragen.
Figur 7 zeigt ECV-Profile (elektrochemische Kapazitäts-Spannungs- Tiefenprofile der Dotanden im Silizium) von vier verschiedenen Messpunkten auf einem Referenzwafer, weicher über eine elektronische Oberflächenpassvierung von 10 nm AI2O3 und einer Capping-Schicht von 200 nm verfügte: p-Typ-Basisdotierung (blau), Messungen auf einer nicht metallisierten Oberfläche, als auch drei metallisierten Stellen auf der Oberfläche.
Messfleck 01 (schwarz), Messfleck 02 (rot) und Messfleck 03 (grün) zeigen jeweils Dotierprofile, die denen der unbehandelten Basis entsprechen. Die Aluminiummetallisierung hat die Schichten zur elektronischen Oberflächen- Passivierung und zum Capping zuvor genannter beim Legierungsprozess nicht durchdrungen.
Figur 8 zeigt Rasterelektronenmikroskopische Aufnahme (500-fache
Vergrößerung) eines Wafers, der ohne eine Barriere- oder Capping-Schicht mit Aluminiumpaste metallisiert wurde.
Figur 9 zeigt Photos von Siliziumwaferbruchstücken, welche ohne Barriere- und/oder Capping-Schicht mit Aluminiumpaste metallisiert wurde (links = ganzflächige Metallisierung; rechts = lokale Metallisierung). Die
Waferoberflächen weisen infolge des Legerierungsprrozesses deutliche Abweichungen von ihrer ehemals polierten und stark reflektierenden
Erscheinung auf.
Figur 10 zeigt optische Oberflächentopogramme (basierend auf chroma- tischer Aberration) von polierten Wafern, welche mittels Aluminiumpaste ohne Anwendung von Barriere- und/oder Capping-Schichten metallisiert wurden. Im Silizium sind deutlich tiefe Löcher zu erkennen, welche auf den Legierungsprozess mit der Aluminiumpaste zurückzuführen sind. Das Silizium löst sich in der Aluminiumpaste.
Figur 1 1 : zeigt ein Photo eines Siliziumwaferbruchstücks, welche mit funktionie-render Barriere- und/oder Capping-Schicht mit Aluminiumpaste metallisiert wurde. Die Waferoberfläche erscheint nach dem Abnehmen der Aluminium-paste als auch der Barriere- und/oder Capping-Schicht
unverändert und be-hält ihrer polierten und stark reflektierenden Charakter.
Beispiele
Beispiel 1
Zinn(IV)-acetat wurde in 5,05 g Essigsäure bei 85°C suspendiert. 0,45g Wasser wurde in Portionen von 0,1 g im Verlauf von einer Stunde in die Mischung eingerührt. Als die Lösung komplett geklärt war, wurde sie mit 6,3 g DEGMEE verdünnt, und eine Mischung bestehend aus 4,26 g TEOS und 18,8 g DEGMEE wurde hinzugegeben und im Anschluss bei 80°C für 40 min refluxiert. Dann wurden in 10 g DEGMEE vorgelöste 4,18 g ASB hinzugefügt und der verwendete Tropftrichter wurde mit 10 g DEGMEE nachgespült. Direkt im Anschluss wurden 0,77 g Acetylaceton, 2,15 g Salicylsäure und 0,38 g Wasser in der Reaktionsmischung gelöst, und diese wurde für weitere 30 min refluxiert. Als letztes wurden in 9 g DEGMEE vorgelöstes TEOT, 4 g, hinzugefügt. Die Reaktionsmischung wurde für 30 min refluxiert. Das resultierende Hybridsol besaß eine Viskosität von 5,3 mPa*s (Scherrate: 25 s_1 , T = 23 °C). Das quartäre Hybridsol wurde mittels dem
Lackschleuderverfahren auf eine polierten CZ Wafer mit einem zweistufigen Schleuderprogram aufgebracht, welches die Tinte zuerst mit 500 rpm für 5 s auf der Waferoberfläche verteilte und anschließend die das Hybridsol dann mit 2300 rpm für 30 s abschleuderte. Der Film wurde bei 400°C für 10 min getrocknet. Dieser Prozess liefert einen Film mit einer Dicke von 145 nm. Für den Diffusionsdichtigkeitstest des Hybridsols gegenüber Aluminiumpasten wurden polierte CZ Wafer mit o. g. Spinprogram dreifach beschichtet. Nach jeder Beschichtung wurden die Nassfilme bei 400 °C für 0 min auf einer laborüblichen Heizplatte getrocknet. Die Metallisierung wurde nach der oben beschriebenen Methode durchgeführt, und die Metallpasten wurden für eine Minute bei 850 °C gefeuert. Die behandelten Proben wurden mittels ECV- Messungen (elektrochemischer Kapazitäts-Spannungs-Tiefenprofilierung) untersucht: die mit Aluminiumpaste behandelten Proben wiesen
vergleichbare Konzentrationsprofile wie ein nicht mit Aluminiumpaste behandelter Referenzwafer auf (vgl. Abbildungen 5 und 6 vs. Abbildung 10). Die Barriereschicht verhinderte die Einlegierung der Aluminiumpaste in die behandelten Siliziumwafer.
Figur 12 zeigt entsprechend Beispiel 1 ECV-Profile (elektrochemische
Kapazitäts-Spannungs-Tiefenprofile der Dotanden im Silizium) von drei verschiedenen Proben: p-Typ-Basisdotierung eines nicht mit Aluminiumpaste behandelten Wafers (grün), Probe, die mit der Aluminiumpaste 01 behandelt wurde (schwarz), Probe, die mit der Aluminiumpaste 02 behandelt wurde
(rot). Auf der Ordinate ist die Konzentration der gemessenen Ladungsträger aufgetragen. Die für die beiden mit Aluminiumpaste behandelten Proben gemessenen Dotierstoffkonzentrationen entsprechen der des
Referenzwafers. Die Barriereschicht verhinderte die Einlegierung des
Aluminiums in den Siliziumwafer (vgl. Abbildungen 5 und 6).
Beispiel 2
7,96 g TEOS wurden in 30 g DEGMEE und 3,67 g Essigsäure gelöst. 1 ,38 g Wasser wurde in die Reaktionsmischung bei Raumtemperatur unter Rühren zutropfen lassen. Die Reaktionslösung wurde bei 100 °C für 4 h refluxiert. Danach wurden 0,76 g Acetylaceton, 2,11 g Salicylsäure und 20 g DEGMEE, gefolgt von der Zugabe 8,2 g ASB, 0,75 g Acetylaceton und 2,12 g
Salicylsäure, hinzugefügt. Die Reaktionslösung wurde für eine Stunde weiter refluxiert. Danach wurden 7,70 g TEOT und 52 g DEGMEE zugegeben und eine Stunde refluxiert. Schließlich wurden 11 ,1 g Dibutyizinndiacetat zugegeben, und die gesamte Reaktionslösung wurde noch weitere 20 min refluxiert. Das quartäre Hybridsol wurde mittels des Lackschleuderverfahrens einem polierten CZ Wafer mit 900 rpm für 70 s aufgebracht. Der Film wurde bei 400°C für 10 min getrocknet. Die Beschichtung lieferte einen Film mit 194 nm Dicke. Für den Diffusionsdichtigkeitstest des Hybridsols wurden polierten CZ Wafer mit dem Spinprogram dreifach beschichtet. Nach jeder Beschichtung wurde der Nassfilm bei 400 °C für 10 min auf einer
laborüblichen Heizplatte getrocknet. Die Metallisierung wurde gemäß der oben beschriebenen Methode bei einer Feuertemperatur von 850°C durchgeführt. Die behandelten Proben wurden mitteis ECV-Messungen
(elektrochemischer Kapazitäts-Spannungs-Tiefenprofilierung) untersucht: die mit Aluminiumpaste behandelten Proben wiesen vergleichbare
Konzentrationsprofile wie ein nicht mit Aluminiumpaste behandelter
Referenzwafer auf (vgl. Abbildungen 5 und 6 vs. Abbildung 11). Die
Barriereschicht verhinderte die Einlegierung der Aluminiumpaste in die behandelten Siliziumwafer.
Figur 13 zeigt ECV-Profile entsprechend Beispiel 2 (elektrochemische Kapazitäts-Spannungs-Tiefenprofile der Dotanden im Silizium) von drei verschiedenen Proben: p-Typ-Basisdotierung eines nicht mit Aluminiumpaste behandelten Wafers (schwarz), Probe, die mit der Aluminiumpaste 01 behandelt wurde (rot), Probe, die mit der Aluminiumpaste 02 behandelt wurde (grün). Auf der Ordinate ist die Konzentration der gemessenen Ladungsträger aufgetragen. Die für die beiden mit Aluminiumpaste behandelten Proben gemessenen Dotierstoffkonzentrationen entsprechender des Referenzwafers. Die Barriereschicht verhinderte die Einlegierung des Aluminiums in den Siliziumwafer (vgl. Abbildungen 5 und 6).
Beispiel 3
16,68 g TEOS wurden in 40 g DEGMEE und 7,2 g Essigsäure gelöst. 2,94 g Wasser wurde in die Reaktionsmischung bei Raumtemperatur unter Rühren zutropfen lassen. Diese Lösung wurde bei 100 °C für 4 h refluxiert. Danach wurden 3 g Acetylaceton, 4,2 g Salicylsäure und 31 ,9 g DEGMEE
zugegeben, gefolgt von der Zugabe von 30,2 g ASB, 3 g Acetylaceton, 4,2 g Salicylsäure sowie 28 g DEGMEE. Die Reaktionslösung wurde für eine weitere Stunde refluxiert. Danach erfolgte die Zugabe von 27,4 g TEOT und 20 g DEGMEE. Es wurde eine weitere Stunde refluxiert. Die Viskosität des Sols betrug 8 mPa*s (Scherrate: 25 s" , T = 23 °C). Das ternäre Hybridsol wurde mittels Lackschleuderverfahrens auf einen polierten CZ Wafer mit einem zweistufigen Schleuderprogram aufgebracht, welches das Hybridsol zuerst mit 500 rpm für 5 s auf der Waferoberfläche verteilte und
anschließend mit 5500 rpm für 30 s abschleuderte. Der Film wurde bei 400 °C für 10 min auf einer laborüblichen Heizplatte getrocknet. Dieser Prozess lieferte einen Film mit einer Dicke von 156 nm. Die Diffusionsdichtigkeit des Hybridsols, mit dem durch vierfache Anwendung des Sols und des
Schleuderprogramms Waferproben vorbereitet wurden, wurde gemäß der oben beschriebenen Versuchsmethode getestet. Die Proben wurden bei 900 °C für eine Minute gefeuert. In der Abbildung 12 ist eine REM-Aufnahme des Querschnitts einer Probe nach deren Metallisierung zu sehen. Wenn
Aluminium durch die Barriereschicht hindurch legiert, löst es Silizium aus der Oberfläche, wodurch eine eutektische Legierung, Al-Si, entsteht. Dies Phänomen wurde auf der Probe nicht beobachtet.
Figur 14 zeigt eine Rasterelektronische Aufnahme (5000-fache
Vergrößerung) einer mit der Barriereschicht bedeckten Siliziumwaferprobe, welche auf der Barriereschicht mit Aluminiumpaste entsprechend Beispiel 3 aufgerakelt wurde. Deutlich sind die kugelförmigen Aluminiumpartikel zu erkennen. Die auf dem Siliziumwafer vorhandene Barriereschicht wurde von der Paste nicht durchbrochen (vgl. Abbildung 8).
Die Diffusionsprofile der Probe wurden mittels Sekundär-Ionen- Massenspektroskopie (SIMS) gemessen (Abbildung 13). Zum Vergleich wurde auch eine nicht metallisierte Stelle auf der gleichen Probe gemessen. Das Profil des metallisierten Probenflecks ist deckungsgleich mit dem nicht metallisierten Probenfleck. Das von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 100 nm abfallende und anschließend in die Basisdotierung einmündende Profil wurde an beiden Probenflecken bestimmt. Dies deutet auf eine
Kombination von oberflächennahen Sputtereffekten und Verunreinigungen hin, die sich auf der gesamten Oberfläche (metallisiert und nicht metallisiert) befinden. Des Weiteren kann parasitär vorhandener Dotierstoff im p-Typ
(Bor) basisdotierten Silizium, in diesem Fall Aluminium, über Segregation an der Grenzfläche Barriere-Silizium parasitäres Aluminium in die Barriere hineindiffundieren.
Figur 15 zeigt die Tiefenprofilierung der Dotierstoffe entsprechend Beispiel 3 (in diesem Fall Aluminium) in einem Siliziumwafer. Die Messungen
beinhalten das Tiefenprofil von Siliziumwafern, die mit der Barriereschicht bedruckt, und an einer Stelle metallisiert und an einer zweiten Stelle nicht metallisiert waren. Die beiden Profile sind deckungsgleich. Der starke
Dotierstoffgradient von der Oberfläche des Wafers bis zu einer Tiefe von 100 nm deutet in beiden Fällen auf Sputtereffekte, verbleibende
Verunreinigungen der Oberfläche, als auch die Segregation von
Dotierstoffen aus dem Wafer in die Barriereschicht hin.
Beispiel 4
7,94 g Zinn(IV)-acetat wurden in 5 g Essigsäure und 1 g DEGMEE bei 80 °C suspendiert. 0,5 g Wasser wurde portionsweise in Anteilen von jeweils etwa 0,05 g über den Verlauf von einer Stunde untergerührt. Als die Lösung vollständig geklärt vorlag, wurde sie mit 10 g DEGMEE verdünnt. 2 g
Acetylaceton und 3,22 g Salicylsäure wurden darin gelöst und weiterhin eine Mischung aus 0,2 g ASB und 0,5 g DEGMEE hinzugefügt. Anschließend wurde eine Mischung aus 11 ,4 g Ethanol und 0,7 g Wasser zutropfen lassen, gefolgt von 3,2 g Salicylsäure und 2 g Acetylaceton. Die Reaktionslösung wurde für 90 Minuten bei 80 °C refluxiert. Die Viskosität des Sols betrug 6,3 mPa*s (Scherrate: 25 s , T = 23 °C). Das Hybridsol wird mittels des Lackschleuderverfahrens auf einem polierten CZ Wafer mit einem zweistufigen Schleuderprogram aufgebracht, welches das Sol zuerst mit 500 rpm für 5 s auf der Waferoberfläche verteilt und dann mit 2900 rpm für 45 s
abschleudert. Der Film wird bei 600 °C für 10 min getrocknet, woraus sich eine getrocknete Filmdicke von 165 nm ergibt. Die Diffusionsdichtigkeit der Barriereschicht, der durch die vierfache Anwendung des oben erwähnten Spinprogramms auf einen Wafer vorbereitet worden ist, mit der oben beschriebenen Versuchsmethode getestet. Die Proben werden bei 900 °C für eine Minute gefeuert. In der Abbildung 14 ist der Querschnitt einer Probe direkt nach der Metallisierung zu sehen. Die Barriereschicht ist zwar bei der Probenvorbereitung beschädigt worden, aber die Siliziumoberfläche wird nicht von der Aluminium Paste angegriffen.
Figur 16 zeigt eine Rasterelektronenmikroskopische Aufnahme (10.000- fache Vergrößerung) eines Siliziumwafers, beschichtet mit der
erfindungsgemäßen Barriereschicht und aufgerakelter Aluminiumpaste gemäß Beispiel 4. Die sphärischen Partikel der Aluminiumpaste sind deutlich zu erkennen. Die Paste hat die Barriereschicht während des Prozesses der Einlegierung nicht durchdrungen (vgl. Abbildung 7).
Beispiel 5
4,38 g Zinn(IV)-acetat werden in 3 g Essigsäure suspendiert und 0,41g Wasser wird langsam zutropfen lassen. Wenn die Lösung geklärt ist, wird sie mit 10 g EGB verdünnt und anschließend mit einer Mischung bestehend aus 2,7 g TEOS und 15 g DEGMEE versetzt. Die Reaktionslösung wird bei 80 °C für 6,5 h refluxiert. Das Hybridsol wird mittels des Lackschleuderverfahrens auf einem polierten CZ Wafer bei 500 rpm für 35 s aufgeschleudert.
Anschließend wird der beschichtete Wafer bei 400 °C für 10 min auf einer laborüblichen Heizplatte getrocknet. Dieser Prozess ergibt einen Film der Dicke von 250 nm.
Beispiel 6: 10 g ASB werden in 36,55 g DEGMEE und 1 ,2 g Essigsäure gelöst, und dieser Mischung werden 0,5 g Acetylaceton und 1 ,8 g Salicylsäure hinzugefügt. Anschließend wird eine Mischung, bestehend aus 0,72 g Wasser und 8,45 g DEGMEE, in die Reaktionslösung bei Raumtemperatur unter Rühren zutropfen lassen. Danach werden 0,9 g Acetylaceton, 1 ,8 g Salicylsäure, und 7,15 g Dibutylzinndiacetat hinzugegeben. Die
Reaktionslösung wird im Anschluss bei 80 °C für 90 Minuten refluxiert. Das Hybridsol wird mittels Lackschleuderverfahren auf einem polierten CZ Wafer mit einem zweistufigen Schleuderprogram aufgebracht, welches das
Hybridsol zuerst mit 500 rpm für 5 s auf der behandelten Waferoberfläche verteilt und dann mit 2600 rpm für 30 s abschleuderte. Der Film wird bei 400 °C für 10 min getrocknet, woraus eine Trockenfilmdicke von 235 nm resultiert. Für den Diffusionsdichtigkeitstest wird das Sol vierfach mit dem oben genannten Schleuderproprogram auf polierte CZ Wafer aufgebracht. Die anschließend aufgebrachte Aluminiumpaste wird bei 900 °C für eine Minute gefeuert. Das ECV-Profil (elektrochemische Kapazitäts-Spannungs- Tiefenprofillierung von Dotierstoffen im Silizium) der Probe ist in der
Abbildung 15 dargestellt. Es werden die Profile an zwei metallisierten
Stellen, 1 und 2, bestimmt sind metallisierte Stellen. Bei der Referenz handelt es sich um einen nicht metallisierten Bereich der Probe. Figur 17 zeigt ECV-Tiefenprofile (elektrochemische Kapazitäts-
Spannungsmessung zur Tiefenprofilierung von Dotierstoffen in Silizium) von p-typartigen Ladungsträgern in einer mit Aluminiumpaste und Barriereschicht behandelten Waferprobe (schwarz und rot) nach Beispiel 6. Es sind zwei Stellen auf der gleichen Probe gemessen worden. Die Dotierprofile entsprechen jenem, welches für die Basisdotierung bestimmt worden ist
(Referenz, p-Typ Basis, Bordotierung). Die Referenzmessung ist auf einem nicht mit Aluminiumpaste beschichteten Bereich der Probe gemessen wurde (vgl. Figuren 5 und 6). Beispiel 7:
1 ,85 g Zinn(IV)-acetat wurden in 1 ,5 g Essigsäure suspendiert und 0,21g Wasser wurden langsam zutropfen lassen. Als die Lösung vollständig geklärt war, wurde in diese eine Mischung, bestehend aus 1 ,59 g TEOT, 5,9 g DEGMEE und 4,4 g EGB, eintropfen lassen. Anschließend wurden 0,18 g
Acetylaceton und 0,47 g Salicylsäure hinzugegeben. Die Reaktionsmischung wurde bei Raumtemperatur eine Stunde gerührt, bevor sie für
Beschichtungsversuche Anwendung fand. Das Hybridsol wurde mittels des Lackschleuderverfahrens auf einen polierten CZ Wafer mit einem
zweistufigen Schleuderprogram aufgebracht, das die Tinte zuerst mit 500 rpm für 5 s auf der Waferoberfläche verteilte, dann mit 2000 rpm für 30 s abschleuderte. Der Film wurde bei 400 °C für 10 min auf einer laborüblichen Heizplatte getrocknet. Dieser Prozess liefert einen Film mit einer Dicke von 150 nm. Beispiel 8:
Die Herstellung sogenannter IBC-Solarzellen (interdigitated back contact), also Solarzellen bei welchen sich sowohl der sammelnde Emitter als auch alle Metallkontakte ausschließlich auf der Rückseite der Zelle befinden, kann in verschiedenen Ausführungsformen durchgeführt werden. Eine der möglichen Ausführungsformen umfasst die Metallisierung der Zellen auf der Rückseite mit einer dünnen PVD-aufgebrachten Aluminiumschicht, welche üblicherweise eine Dicke von etwa 2 pm aufweisen kann. Die Leitfähigkeit dieser Schicht ist im Prinzip ausreichend genug, um den in der Zelle generierten Strom, bei 6" vollquadratischen Wafern etwa 9,8 A oder auch mehr, auf der Rückseite abzutransportieren. Im Regelfall verfügt eine IBC- Zelle über eine rückseitige Emitterfraktion von 60 % bis zu 90 % der gesamten Waferoberfläche. Der restliche Anteil entfällt auf die n+-Bereiche. Da der Strom durch die Metallfinger, die beide Bereiche kontaktieren, abfließen muss, ergibt sich allerdings eine prinzipielle Fehlanpassung an den jeweils möglichen Leitungsquerschnitten, was infolgedessen zu einem hohen ohm'schen Verlust bei dem Stromtransport führt: die Metallfinger auf der Emitterregion sind um den Faktor der Oberflächenbedeckungsrate
gegenüber denen, welche die n+-Bereiche kontaktieren leitfähiger bzw.
weisen einen im Prinzip um diesen Faktor geringeren Widerstand auf (Faktor: ~2). Aus diesem Grund müssen die Metallfinger, welche den n+- Bereich kontaktieren auf Kosten der maximal möglichen Breite der
Emitterfinger verbreitert werden. Das führt dazu, dass die die n+-Bereiche kontaktierenden Finger über das Emittergebiet ausgedehnt oder geführt werden müssen. Um den Kurzschluss der der n+-Metallfinger mit dem
Emitter zu unterbinden, bedarf es einer sehr gut isolierenden Schicht, welche in diesen Bereichen die Emitterregion vor dem Kontakt mit den n+- Metallfingern schützt - eine dielektrische Barriere- und Isolationsschicht.
Figur 18 zeigt den Querschnitt durch eine IBC-Solarzelle (nicht skaliert, Frontseite nicht berücksichtigt). In dem Schema ist die Überlappung der die n+-Bereiche kontaktierenden Metallfinger mit denen der Emitterregion (blau) angedeutet (Kurzschluss), insofern keine den Emitterbereich isolierende Schicht vorläge. Die Emitterreg ionen und die n+-Bereiche können,
alternierend angeordnet, entweder direkt aneinander angrenzen, oder auch durch intrinsische Bereiche, d. h. Bereiche, in welchen das Silizium nicht absichtlich dotiert wird (ausgenommen des Basisdotierung), voneinander getrennt sein. Die in diesem Schema durchgängig dargestellte
Isolationsschicht kann nur lokal an den Kontaktstellen Emitterregion - n+- Metallfinger aufgebracht werden.
Beispiel 9
16,68 g TEOS wurden in 40 g DEGMEE und 7,2 g Essigsäure gelöst. 2,94 g Wasser wurde in die Reaktionsmischung bei Raumtemperatur unter Rühren zutropfen lassen. Diese Lösung wurde bei 100 °C für 4 h refluxiert. Danach wurden 3 g Acetylaceton, 4,2 g Salicylsäure und 31 ,9 g DEGMEE
zugegeben, gefolgt von der Zugabe von 30,2 g ASB, 3 g Acetylaceton, 4,2 g Salicylsäure sowie 28 g DEGMEE. Die Reaktionslösung wurde für eine weitere Stunde refluxiert. Danach erfolgte die Zugabe von 27,4 g TEOT und 20 g DEGMEE. Es wurde eine weitere Stunde refluxiert. Die Viskosität des Sols betrug 8 mPa*s (Scherrate: 25 s~1, T = 23 °C). Das ternäre Hybridsol wurde mittels Lackschleuderverfahrens auf einen polierten CZ Wafer mit einem zweistufigen Schleuderprogram aufgebracht, welches das Hybridsol zuerst mit 500 rpm für 5 s auf der Waferoberfläche verteilte und
anschließend mit 5500 rpm für 30 s abschleuderte. Der Film wurde bei 400 °C für 10 min auf einer laborüblichen Heizplatte getrocknet. Dieser Prozess lieferte einen Film mit einer Dicke von 156 nm. Die elektrischen
Isolationseigenschaften des auf Waferoberflächen angetrockneten
Hybridsols wurden mit Hilfe spezieller Teststrukturen getestet. Die
Teststrukturen bestanden aus sägeschadensgeätzten CZ-Wafern die über eine n-Typ-Basisdotierung verfügten, die zusätzlich auf der Vorder- und Rückseite des Wafers einer zusätzlichen Dotierung mit Phosphor unterzogen wurden. Eine Seite des Wafers wurde mit Hilfe von PECVD
abgeschiedenem SiNx beschichtet, wohingegen die andere Waferseite mit dem Hybridsol mittels des Lackschleuderverfahrens unter Verwendung eines zweistufigen Schleuderprogramms (Schrittl : 500rpm für 5s; Schritt2: 900rpm für 35s) bedruckt wurde. Die Beschichtung wurde sechsmal wiederholt, wobei nach jeder Einzelbeschichtung die Probe bei 400 °C für 10 Minuten auf einer laborüblichen Heizplatte getrocknet wurde. Das rückseitige SiNx wurde mittels einseitigem Ätzens entfernt. Diese Wafer wurden zur Herstellung von MIS-Strukturen (metal-insulator-silicon) verwendet. Dazu wurde auf beiden Seiten des Wafers eine jeweils 0,5 μητ» dicke
Aluminiumschicht mittels PVD -Verfahrens abgeschieden. Die
Aluminiumschichten wurden anschließend mit Ätzresists zum Zweck des Präparierens von Strukturen bedruckt: die Rückseite der Wafer wurde vollständig mit Ätzresist bedruckt, auf der Vorderseite wurde ein Layout aufgebracht, sodass eine Reihe quadratischer Rahmen auf dem Wafer erzeugt wurde. Diese Strukturen wurden einem Ätzschritt (HN03, H3P04, HAc) zum Entfernen der PVD-Aluminiumschichten an den nicht von dem Resists geschützten Stellen unterzogen. Nach dem Ätzen der
Aluminiumschicht wurde der Resist mittels Behandlung durch Aceton und Isopropanol von den Oberflächen entfernt.
Figur 9 zeigt MIS-Teststrukturen.
Figur 20 zeigt schematische die Bestimmung der Strom-Spannungskennlinie an den MIS-Strukturen.
Die Proben wurden auf einem elektrischen Messplatz zum Bestimmen deren Strom-Spannungskennlinie vermessen und die Isolationswiderstände der aufgeschleuderten und angetrockneten Schichten wurden bestimmt. Es wurden Durchgangswiderstände > 10 kQ*cm2 bestimmt, welches aufgrund von Simulationsrechungen ausreichend sind, um als parasitäter
Parallelwiderstand bei einer Solarzeller zu einem Füllfaktorverlust von weniger als 0,2 % abs. beizutragen.
Figur 21 zeigt Isolationswiderstände, gemessen mit Strom- Spannungskennlinie an MIS-Teststrukturen. Als Schwellwert wurde ein Widerstand von 10 kQ*cm2 definieret, welcher, gemäß PC1 D- Simulationsrechnungen bei Solarzellen als parasitärer Parallelwiderstand zu einem Füllfaktorverlust von weniger als 0,2 % abs. beitragen würde.

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
Druckbares Hydridsol auf Basis von Precursoren, wie des
Siliziumdioxids, Aluminiumoxids, Zinnoxids, Zinndioxids und
Titaniumdioxids und hergestellt auf Grundlage der Sol-Gel-Technik, welches entweder direkt auf Siliziumoberflächen oder auf elektronisch passivierten Siliziumoberflächen zum Zwecke der Herstellung von Solarzellen, bevorzugt von sogenannten PERC-Solarzellen,
aufgedruckt, nachfolgend angetrocknet und anschließend mittels siebdruckbarer Aluminiumpaste überschichtet (überdruckt) und in einem nachfolgenden (Co-)Feuerungsprozess behandelt werden kann, wobei das angetrocknete Hybridsol die Einlegierung und Eindiffusion der Aluminiumpaste in den Siliziumwafer an jenen Stellen unterbindet, auf weichen das Hybridsol aufgedruckt wurde, und die elektronische Passivierungsschicht an eben diesen Stellen darüber hinaus
funktionstüchtig erhält.
Druckbares Hybridsol auf Basis von Precursoren der folgenden
Oxidmaterialien, a. Siliziumdioxid: ein- bis vierfach symmetrisch und asymmetrisch substituierte Carboxy-, Alkoxy- und Alkoxyalkylsilane, explizit Alkylalkoxysilane enthaltend, in welchen das zentrale Siliziumatom einen Substitutionsgrad von mit mindestens einem direkt an das Siliziumatom gebundene Wasserstoffatom aufweisen kann, wie beispielsweise Triethoxysilan, und wobei sich weiterhin ein
Substitutionsgrad auf die Anzahl möglicher vorhandener Carboxy- und/oder Alkoxygruppen bezieht, welche sowohl bei Alkyl- und/oder Alkoxy- und/oder Carboxygruppen einzelne oder verschiedene gesättigte, ungesättigte verzweigte, unverzweigte aliphatische, alicyclische und aromatische Reste aufweisen, die wiederum an beliebiger Position des Alkyl, Alkoxid oder des Carboxyrestes durch Heteroatome, ausgewählt aus der Gruppe O, N, S, Cl und Br funktionalisiert sein können, sowie Mischungen der zuvor genannten Precursoren, b. Aluminiumoxid: symmetrisch und asymmetrisch substituierte Alumintumalkoholate (-alkoxide), wie Aluminiumtriethanolat, Aluminiumtrisopropylat, Aluminiumtri-sec-butylat,
Aluminiumtributylat, Aluminiumtriamylat und Aluminiumtri-iso- pentanolat, Aluminium-tris(-ß-diketone), wie
Aluminiumacetylacetonat oder Aluminium-tris(1 , 3- cyclohexandionate), Aluminium-tris(-ß-ketoester), Aluminium- monoacetylacetonat-monoalkoholat, Aluminium-tris- (hydroxychinolate), Aluminiumseifen, wie mono- und dibasisches Aluminiumstearat und Aluminiumtristearat, Aluminiumcarboxylate, wie basisches Aluminiumacetat, Aluminiumtriacetat, basisches Aluminiumformat, Aluminiumtriformat und Aluminiumtrioctoat, Aluminiumhydroxid, Aluminiummetahydroxid und
Aluminiumtrichlorid und dergleichen, sowie deren Mischungen, c. Zinn(ll, IV)-oxid: Zinnalkoxide, wie Zinntetraisopropylat und
Zinntetra-tert-butylat, Zinncarboxylate, wie Zinndiacetat, Zinnoxalat, Zinntetraacetat, Alkylzinncarboxylate, wie Dibutylzinndiacetat, Zinnhydroxid und dergleichen, sowie deren Mischungen, d. Titaniumdioxid: Titaniumalkoxide, wie Titaniumethoxid,
Titaniumtetraisopropoxid, Titaniumtetrabutoxid,
Titanium(triethanolaminato)trisisopropylat,
Titaniumbis(triethanolaminato)disopropylat und
Titaniumtetraoctoxid, Titaniumhydroxid, Titanium-ß-diketonate, wie
Titanylacetylacetonat, Titaniumtrisopropylat-mono-acetylacetonat, Titaniumdisopropylat-bis(acetylacetonat), Titaniumhydroxid, Titaniumcarboxylate, wie Diacetatodititaniumhexaisopropylat, und dergleichen, sowie deren Mischungen, wobei die genannten Precursoren und deren Mischungen entweder unter wasserhaltigen oder wasserfreien Bedingungen mit Hilfe der Sol- Gel-Technik entweder simultan oder sequentiell zu partieller oder vollständiger intra- und/oder interspeziärer Kondensation gebracht werden, und sich infolge der eingestellten Kondensationsbedingungen, wie Precursor-Konzentrationen, Wassergehalt, Katalysatorgehalt, Reaktionstemperatur und -zeit, der Zugabe von
kondensationskontrollierenden Agentien, wie beispielsweise
verschiedener oben genannter Komplex- und Chelatbildner,
verschiedener Lösungsmittel und deren individuellen
Volumenfraktionen, als auch dem gezielten Eliminieren leichtflüchtiger Reaktionshilfsmittel und unvorteilhafter -nebenprodukte der
Gelierungsgrad des entstehenden Hybridgels gezielt steuern und in erwünschter Weise beeinflussen lässt, sodass lagerungsstabile, sehr gut an die Erfordernisse des jeweiligen Druckverfahrens, wie
vorzugsweise Ink Jet, Flexodruck und Aerosol-Beschichtungsverfahren, angepasste und druckstabile Formulierungen erhalten werden.
Druckbares Hybridsol gemäß der Ansprüche 1 bis 2, welches bevorzugt mittels Ink Jet oder Flexodruck strukturiert auf Siliziumoberflächen oder elektronisch passivierten Siliziumoberflächen zum Zwecke der
Herstellung von Solarzellen, bevorzugt von sogenannten PERC- Solarzellen, aufgedruckt und anschließend angetrocknet, mittels entweder PVD-Verfahren mit einer dünnen Schicht Aluminium oder mittels des Siebdruckverfahrens mit Aluminiumpaste ganzflächig beschichtet und danach an den bekannten Strukturen einem lokal ausgeführten Laserschmelzprozess unterworfen wird, wobei das Aluminium im Zuge dessen absichtlich in das nicht geschützte Silizium einlegiert wird (laser-fired contact Zelle).
Druckbares Hybridsol gemäß der Ansprüche 1 bis 2, welches bevorzugt mittels Ink Jet oder Flexodruck strukturiert auf Siliziumoberflächen oder elektronisch passivierten Siliziumoberflächen zum Zwecke der
Herstellung von Solarzellen, bevorzugt von sogenannten PERC- Solarzellen, aufgedruckt und anschließend angetrocknet, mittels entweder PVD-Verfahren mit einer dünnen Schicht Aluminium oder mittels des Siebdruckverfahrens mit Aluminiumpaste ganzflächig beschichtet und wobei das dergestalt hergestellte Bauteil nachfolgend einem thermischen Behandlungsschritt unterworfen wird, welcher die lokale Kontaktbildung und Einlegierung des Aluminiums in die offenen Siliziumstellen ermöglicht. Druckbares Hybridsol gemäß der Ansprüche 1 bis 2, welches bevorzugt mittels Aerosol-Beschichtungsverfahren, Flexodruck oder Ink Jet ganzflächig auf Siliziumoberflächen oder elektronisch passivierten Siliziumoberflächen zum Zwecke der Herstellung von Solarzellen, bevorzugt von sogenannten PERC-Solarzellen, aufgedruckt,
anschließend angetrocknet und nachfolgend mittels geeigneter
Kontaktöffnungsverfahren, wie beispielsweise Laserablation oder Ätzen mit Hilfe von siebdruckbarer Ätzpaste lokal geöffnet, mittels entweder PVD-Verfahren mit einer dünnen Schicht Aluminium oder mittels des Siebdruckverfahrens mit Aluminiumpaste ganzflächig beschichtet und danach an ausgewählten Stellen auf der Rückseite einem lokal ausgeführten Laserschmelzprozess unterworfen wird, wobei das Aluminium im Zuge dessen absichtlich in das zuvor offen gelegte Silizium lokal einlegiert wird.
Druckbares Hybridsol gemäß der Ansprüche 1 bis 2, welches bevorzugt mittels Aerosol-Beschichtungsverfahren, Flexodruck oder Ink Jet ganzflächig auf Siliziumoberflächen oder elektronisch passivierten Siliziumoberflächen zum Zwecke der Herstellung von Solarzellen, bevorzugt von sogenannten PERC-Solarzellen, aufgedruckt,
anschließend angetrocknet und nachfolgend mittels geeigneter
Kontaktöffnungsverfahren, wie beispielsweise Laserablation oder Ätzen mit Hilfe von siebdruckbarer Ätzpaste lokal geöffnet, mittels entweder PVD-Verfahren mit einer dünnen Schicht Aluminium oder mittels des Siebdruckverfahrens mit Aluminiumpaste ganzflächig beschichtet und wobei das dergestalt hergestellte Bauteil nachfolgend einem
thermischen Behandlungsschritt unterworfen wird, welcher die lokale Kontaktbildung und Einlegierung des Aluminiums in das Silizium an den nicht mehr der Barriere bedeckten Stellen ermöglicht.
Druckbares Hybridsol gemäß der Ansprüche 1 bis 2, welches bevorzugt mittels Aerosol-Beschichtungsverfahren, Flexodruck oder Ink Jet ganzflächig auf Siliziumoberflächen oder elektronisch passivierten Siliziumoberflächen zum Zwecke der Herstellung von Solarzellen, bevorzugt von sogenannten PERC-Solarzellen, aufgedruckt und anschließend angetrocknet, mittels entweder PVD-Verfahren mit einer dünnen Schicht Aluminium oder mittels des Siebdruckverfahrens mit Aluminiumpaste ganzflächig beschichtet und danach an willkürlich ausgewählten Stellen auf der Rückseite einem lokal ausgeführten Laserschmelzprozess unterworfen wird, wobei das Aluminium im Zuge dessen absichtlich in das Silizium einlegiert und die druckbare Barriere infolge der eingekoppelten extrem hohen thermischen Belastung ihrer schützenden Funktion beraubt wird (laser-fired contact Zelle).
Druckbares Hybridsol gemäß der Ansprüche 1 bis 7, welches ausschließlich auf Basis von Oxidprecursoren des Zinndioxids und des Aiuminiumoxids hergestellt werden und welches auf der
Siliziumoberfläche aufgedruckt und angetrocknet sowohl elektronisch oberflächenpassivierend als auch als Barriere gegenüber der
Einlegierung und Eindiffusion von Aluminium in das sich unter der Sicht befindende Silizium wirkt.
Druckbares Hybridsol gemäß der Ansprüche 1 bis 7, welches ausschließlich auf Basis von Oxidprecursoren des Siliziumdioxids, des Aluminiumoxids und des Titaniumdioxids hergestellt werden und welches auf der Siliziumoberfläche aufgedruckt und angetrocknet sowohl elektronisch oberflächenpassivierend als auch als Barriere gegenüber der Einlegierung und Eindiffusion von Aluminium in das sich unter der Sicht befindende Silizium wirkt. 10. Druckbares Hybridsol gemäß der Ansprüche 1 bis 9, welches die
interne Rückseitenreflektivität in einer Solarzelle, bevorzugt von sogenannten PERC-Solarzellen, verbessert und erhöht, wobei sich die Reflektivität in weiten Bereichen gemäß den
Konzentrationsverhältnissen der primäre zur deren Herstellung verwendeter Oxidprecursoren gezielt einstellen lässt.
11. Druckbares Hybridsol gemäß der Ansprüche 1 bis 11 , welches sich durch Wahl geeigneter Reaktionsbedingungen hinsichtlich seines Kondensationsgrades dahingehen beeinflussen lässt, dass eine hochvikose Mischung entsteht, welche sich mit alternativen, für solche
Mischungen, allgemein ausgedrückt als pastöse Formulierungen oder auch Pasten, geeigneten Druckverfahren, vorzugsweise dem
Siebdruckverfahren, auf Substraten in der bereits beanspruchten Art und Weise verarbeiten und auftragen lässt. 12. Druckbares Hybridsol gemäß der Ansprüche 1 bis 1 1 , welches sich durch Einmischen von polymeren, die Rheologie modifizierten
Additiven, als auch optional und zusätzlich der von partikulären
Zuschlagsstoffen, in seiner Formulierung dahingehend anpassen lässt, dass eine hochvikose Mischung entsteht, welche sich mit alternativen, für solche Mischungen, allgemein ausgedrückt als pastöse
Formulierungen oder auch Pasten, geeigneten Druckverfahren, vorzugsweise dem Siebdruckverfahren, auf Substraten in der bereits beanspruchten Art und Weise verarbeiten und auftragen lässt.
Druckbares Hybridsol gemäß der Ansprüche 1 bis 2, welches nach Trocknung auf einer Siliziumwaferoberfläche, oder allgemein aus einer Oberfläche, eine elektrisch isolierende Barriereschicht zwischen zwei elektrischen Kontaktstellen ausbildet.
Druckbares Hybridsol der gemäß der Ansprüche 1 bis 2, welches sich nach Drucken und Antrocknen als kratz-, korrosionsbeständige und reflexionsmindernde Schichten bei der Herstellung von
mikroelektronischer und mikroelektromechanischer (MEMS) Bauteile, Dünnschicht-Solarzellen, Dünnschicht-Solarmodulen, der Herstellung organischer Solarzellen, der Herstellung gedruckter Schaltungen und organischer Elektronik, der Herstellung von Anzeigeelementen auf Basis der Technologien von Dünnfilmtransistoren (TFT),
Flüssigkristallen (LCD), organische lichtemittierende Dioden (OLED) und berührungsempfindlichen kapazitiven und resistiven Sensoren verwenden lässt.
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