Ультравысокоэффективные кремниевые ячейки с пассивацией инвертированных пирамид: фотоэлектрический прорыв

Аннотация

Текстурирование поверхности — одна из самых важных техник для улучшения характеристик фотоэлектрических (ФЭ) устройств. Как привлекательная передняя текстура, инвертированная пирамида (IP) привлекла большой исследовательский интерес благодаря превосходному антирефлекторному эффекту и структурным характеристикам. В этой работе мы подготовили высокоравномерные кремниевые (Si) IP структуры на коммерческом монохрустальном кремниевом пластине стандартного размера 156 × 156 мм² методом металлоассистированного химического травления (MACE) и щелочного анизотропного травления. Комбинируя передние IP текстуры с пассивацией задней поверхности Al₂O₃/SiN_x, мы изготовили новый Si IP-основанный пассивированный эмиттер и заднюю ячейку (PERC). Благодаря оптическому превосходству оптимизированных IP и улучшению электрических характеристик устройства, мы достигли высокого КПД 21,4% Si IP-основанного PERC, что сравнимо со средним КПД коммерческих PERC солнечных элементов. Оптимизация морфологии IP текстур — ключ к улучшению тока короткого замыкания I_sc с 9,51 А до 9,63 А; одновременная стековая пассивация SiO₂/SiN_x для Si IP-основанного n⁺ эмиттера и стековая Al₂O₃/SiN_x пассивация для задней поверхности гарантируют высокое напряжение холостого хода V_oc 0,677 В. Достижение этого высокопроизводительного ФЭ устройства демонстрирует конкурентоспособную текстурирующую технику и перспективы для массового производства Si IP-основанных PERC.

Введение

Повышение КПД — вечная тема солнечной промышленности, которая фокусируется на двух аспектах: оптической и электрической характеристиках. Передняя текстурирующая техника важна для улучшения оптической характеристики устройства. Инвертированная пирамида (IP) как привлекательная светоловительная структура привлекла значительное внимание благодаря превосходному антирефлекторному эффекту и структурным особенностям. Конкретно, входящий коротковолновой свет в Si IP претерпевает тройной или более отскоков перед отражением, имея на один или более отскоков больше, чем в традиционных вертикальных пирамидах. В то же время эта инвертированная пирамидальная структура Si избежит серьезных рекомбинационных потерь, характерных для наноструктурного черного Si, благодаря своим крупным и открытым структурным характеристикам.

Применяя литографические инвертированные пирамидальные текстуры на передней поверхности и SiO₂ пассивацию задней поверхности, группа Грина успешно изготовила 25,0% эффективный пассивированный эмиттер и заднюю локально-диффундированную солнечную ячейку (PERL) площадью 4 см². Однако литографическая техника не подходит для массового производства из-за дороговизны, низкой производительности и несовместимости. Недавно исследовательский интерес переключился на крупномасштабные инвертированные пирамиды MACE, так как MACE техника простая, дешёвая, крупномасштабная и совместима с текущей производственной линией. Например, Цзян и соавт. сообщили об инвертированных пирамидальных наноструктурах, полученных MACE процессом с последующей обработкой в растворе для перестройки наноструктуры, и КПД многохрусталлических Si (mc-Si) солнечных элементов на основе IP большого размера 156 × 156 мм² достиг 18,62%. Ян и соавт., используя Cu наночастицы для катализа химического травления Si, достигли 18,87% эффективных IP-структурированных Si солнечных элементов большой площади. Чжан и соавт. изготовили sc-Si солнечный элемент с IP микроструктурой модулированным щелочным текстурированием в комбинации с оптимизированным MACE методом и достигли 20,19% эффективного 1-мм IP-текстурированного устройства большой площади. На данный момент характеристики Si IP солнечных элементов большой площади ещё неудовлетворительны из-за проблем с крупномасштабной однородностью IP морфологии, контролем размера IP и пассивацией устройства. В результате ожидается, что передняя оптимизированная Si IP текстура вместе с задней пассивацией дальнейше улучшит характеристики ячейки.

В этой работе мы успешно изготовили 21,4% эффективные Si IP-основанные пассивированные эмиттер и задние ячейки (PERC) со стандартным размером солнечного пластины 156 × 156 мм², комбинируя переднюю оптимизированную MACE IP текстуру с одновременной стековой SiO₂/SiN_x пассивацией для Si IP-основанного n⁺ эмиттера и стековой Al₂O₃/SiN_x пассивацией для задней поверхности. Ключ к высокой производительности кроется в оптическом превосходстве IP текстур и снижении электрических потерь одновременной пассивацией Si IP-основанного n⁺ эмиттера и задней поверхности. Эта новая структура и техника Si IP-основанного PERC устройства показывают большой потенциал в массовом производстве высокоэффективных кремниевых солнечных элементов.

Методы

Структура устройства Si IP-основанного PERC спроектирована следующим образом: (i) Si IP-основанный PERC n⁺ эмиттер пассивируется стековыми слоями SiO₂/SiN_x (PECVD) как показано на рис. 1a. Si IP структуры имеют хороший коротковолновой антирефлекторный эффект благодаря возможности тройных и более отскоков; одновременно стековый слой SiO₂/SiN_x обеспечивает дополнительное снижение отражения и отличный пассивирующий эффект для Si IP n⁺ эмиттера. (ii) Задний рефлектор состоит из стековых диэлектрических слоёв Al₂O₃ (ALD)/SiN_x (PECVD) и экранной печати Al как показано на рис. 1a. Стековые диэлектрические слои спроектированы для оптимизации оптических свойств длинной волны за счёт увеличения внутреннего заднего отражения при сохранении хорошей электрической пассивации, что атрибутируется полевой пассивации фиксированных отрицательных зарядов в слое Al₂O₃ и химической пассивации атомов водорода в плёнке SiN_x. В 한마디, оба оптические и электрические свойства в этом дизайне одновременно учитываются для обеспечения высокой производительности Si IP-основанного PERC.

Дизайн и процесс Si IP-основанного PERC. a Трехмерная диаграмма Si IP-основанного PERC. b Технологический поток Si IP-основанного PERC

Коммерческие 180-мкм толстые 156 мм × 156 мм (100)-ориентированные кристаллические кремний (c-Si), задороженные бором (1–3 Ом·см) p-типа пластины использовали как подложки. После стандартного процесса очистки инвертированные пирамидальные текстуры готовили на поверхности Si пластин следующим образом: (1) Очищенные Si пластины погружали в смешанные растворы AgNO₃(0,0001 М)/HF (4 М)/H₂O₂ (1 М) на 300 с, образуя пористый Si. (2) Si пластины с пористым Si травляли в растворе NH₄OH:H₂O₂:H₂O = 1:1:6 (объём) на 200 с для удаления остаточных Ag наночастиц. (3) Пластины с пористым Si модифицировали в растворе HNO₃:H₂O:HF = 4:2:1 (объём) для подготовки нанодыр. (4) Инвертированные пирамидальные текстуры изготавливали на поверхности Si пластины анизотропным травлением 60 °C NaOH раствором на 30, 60 и 90 с соответственно.

POCl₃ диффузия 40 мин при 800 °C в кварцевой трубчатой печи, затем n⁺ эмиттер формируется на передней стороне пластины (M5111-4WL/UM, ЦЭТК 48-й НИИ). Площадное сопротивление Si IP-основанного n⁺ эмиттера — 105–110 Ом/кв. Селективный эмиттер изготавливали на передней поверхности пластины лазерным донированием (DR-SE-DY70, DR Laser). После полировки задней поверхности SiO₂ пассивирующие плёнки готовили термическим окислением на передней стороне кремниевых пластин. Al₂O₃ пассивирующие слои осаждали на задней поверхности пластины ALD (PEALD-156, ХУГУАНГ Scientific Instruments of Beijing) ~30 мин при 150 °C. PECVD-SiN_x слои формировались реакцией NH₄/SiH₄ (SC-TD-450C). Затем задние стековые пассивирующие слои Si IP-основанной пластины локально аблировали лазером длины волны 532 нм и длины импульса 10 пс (DR-AL-Y60, DR Laser) для формирования локальных линейных отверстий ширины 50 мкм и шага 1 мм. Наконец, Si IP-основанный PERC проходил коммерческую экранную печать (PV1200, DEK) и совместный обжиг (CF-Series, Despatch) для формирования хороших омических контактов и локальных BSF.

Морфологии и структуры образцов характеризовали на растровом электронном микроскопе JEOL JSM-6390LA. Время жизни меньшинственных носителей измеряли прибором Sinton WCT-120. Абсорбционные спектры определяли FTIR (Tensor 27, BRUKER). C-V кривую измеряли импеданс-анализатором (E4900A, KEYSIGHT). Фототолумinescence и электролюминесценция фотографировали системой PL/EL визуализации (LIS-R2, BTimaging). Спектры отражения, а также IQE и EQE измеряли на платформе измерения квантовой эффективности (QEX10, PV Measurements). Электрические параметры солнечных элементов исследовали измерением вольт-амперных характеристик (I-V) под освещением AM1.5 (Crown Tech IVTest Station 2000). КПД ячейки измеряли прибором BERGER Lichttechnik Single Cell Tester.

Результаты и обсуждение

Рис. 2a–e показывает верхние SEM-изображения различных технологических этапов текстурирования кремниевой поверхности. Рис. 2a показывает 50–80 нм пористый Si на поверхности Si пластины, травленный MACE методом в смешанных растворах AgNO₃/HF/H₂O₂. Затем пористый Si модифицировали изотропным травлением в смешанных водных растворах, содержащих HF/HNO₃, превращая в нанодырчатые структуры с диаметром 800 нм, как показано на рис. 2b. Наконец, микронные инвертированные пирамиды (IP) с разными размерами (рис. 2c–e) получали гидроксидом натрия в водном растворе при 60 °C на 30, 60 и 90 с соответственно. С рис. 2c–e видно, что после щелочного обращения размеры IP структур для трёх времён травления 30, 60 и 90 с составляют ~1, 1,3 и 1,8 мкм соответственно, что означает увеличение размера IP с ростом времени щелочного травления. Также замечаем, что IP имеют тенденцию к коллапсу и переходу в вертикальные пирамиды с увеличением времени травления. Как известно, инвертированные пирамиды имеют преимущество в светоловлении над вертикальными, потому что свет претерпевает на один или два дополнительных отскока в инвертированных пирамидах по сравнению с вертикальными. Поэтому структуры с более коротким временем травления подходят для светоловляющих текстур ФЭ устройств благодаря преимуществу в коротковолновом антирефлектировании. Рис. 2f — сравнительные фото для разных поверхностных структур, соответствующих рис. 2a–e.

Морфология подготовленных Si инвертированных пирамидальных структур (Si IP-strus). a SEM пористого кремния, полученного MACE. b SEM нанодыр после модификации в смешанных растворах HF/HNO₃. c–e SEM инвертированных пирамид (поперечный срез в вставке) при травлении водным NaOH раствором при 60 °C на 30, 60 и 90 с соответственно. f Сравнительные фото для разных поверхностных структур, соответствующих a–e

Теперь переходим к оптическим свойствам Si IP-strus. По отражению во всем диапазоне длин волн 300–1100 нм (рис. 3a) наблюдаем, что пористый Si имеет низкое отражение благодаря отличной светоловящей характеристике наноструктур. Для нанодырчатых структур отражение во всем диапазоне имеет очевидное увеличение, что атрибутируется уменьшению плотности и увеличению размера нанодыр. После NaOH обработки 30 с, благодаря 3–4 отскокам между плоскостями (111) IP, IP структуры демонстрируют более низкое отражение по диапазону 300–1100 нм, особенно в коротковолновом диапазоне 300–500 нм. С увеличением времени щелочного травления IP становятся больше и стремятся к вертикальным пирамидам, что приводит к росту отражения. Когда все образцы покрыты одинаковым стековым покрытием SiO₂/SiN_x, отражение резко падает более чем на 10%, что атрибутируется комбинированному отражению от оптической интерференции стековых тонких плёнок SiO₂/SiN_x и поверхностных структур. В этом случае спектры отражения образцов из разных процессов בעיקר различаются в диапазоне 300–600 нм, что вызвано разницей в размере IP. В частности, Si IP-strus, покрытые стековыми слоями SiO₂/SiN_x, демонстрируют лучшую коротковолновую антирефлекторную способность, чем остальные, указывая на отличные внешние квантовые эффективности (EQE) в коротковолновом диапазоне.

Оптические свойства подготовленных Si IP-strus. a Измеренное отражение разных поверхностных морфологий и b солнечное усреднённое отражение R_ave по диапазону 300–1100 нм

Более того, мы рассчитали среднее солнечное отражение R_ave (см. рис. 3b) по диапазону 300–1100 нм и сравнили отражательность Si IP-strus с другими структурами, соответствующими разным промежуточным процессам на рис. 2a–c. R_ave можно рассчитать выражением:

$$ R_{\mathrm{ave}}=\frac{\int_{300\ \mathrm{nm}}^{1100\ \mathrm{nm}}R(\lambda)\ast S(\lambda)\ast d\lambda}{\int_{300\ \mathrm{nm}}^{1100\ \mathrm{nm}}S(\lambda)\ast d\lambda} $$ (1)

где R(λ) и S(λ) обозначают измеренное отражение и спектральное распределение солнечных фотонов AM1.5 соответственно. Как показано на рис. 3b, R_ave пористого Si, нанодыр, IP и IP с SiO₂/SiN_x покрытием составляют 8,22%, 17,96%, 15,18% (группа 1 — 30 с) / 17,35% (группа 2 — 60 с) / 20,3% (группа 3 — 90 с) и 3,91% (группа 1 — 30 с) / 4,48% (группа 2 — 60 с) / 5,60% (группа 3 — 90 с) соответственно. R_ave показывают, что IP-strus имеют лучшую антирефлекторную способность, чем нанодырки, и демонстрируют убывающую тенденцию с увеличением размера. Когда IP-Strus покрыты стековыми слоями SiO₂/SiN_x, наименьший R_ave составляет 3,91%, раскрывая идеальную светоловящую структуру для ФЭ устройства.

Стековая SiO₂ (~2 нм)/SiN_x (~75 нм) пассивация для Si IP-основанного n⁺ эмиттера — эффективный способ достижения хорошей электрической характеристики IP-основанного PERC, их пассивирующий эффект и механизм систематически изучались в нашей предыдущей работе. Для демонстрации электрического превосходства стековых Al₂O₃/SiN_x пассивирующих слоев на задней стороне нашего устройства, мы исследовали влияние разных отжигов и световых зарядок на эффективное время жизни меньшинственных носителей (τ_eff) в зависимости от уровня инжекции (Δn), как показано на рис. 4a. Обратите внимание, что полированные Si пластины имеют объёмное время жизни меньшинственных носителей ~350 мкс, а стековые Al₂O₃/SiN_x слои симметрично осаждены на обе стороны полированных Si пластин. Толщина внутреннего Al₂O₃ и внешнего SiN_x оценивается как ~3 и ~125 нм соответственно. Два условия отжига проводили в воздушной атмосфере: 300 °C и 800 °C на 15 мин. Затем пластины освещали при 25 °C под полноволновой галогенной лампой с интенсивностью мощности 50 мВт/см² на 100 с. Как видно на рис. 4a, τ_eff 48 мкс (300 °C) и 126 мкс (800 °C) после отжига значительно выше 22 мкс τ_eff только что осаждённых Al₂O₃/SiN_x пассивированных образцов на уровне инжекции 1,2×10¹⁵ см⁻³.

a τ_eff относительно уровня инжекции Δn при разных температурах отжига для Al₂O₃/SiN_x пассивированных пластин. Пунктирная линия обозначает уровень инжекции одного солнца. b FTIR спектры образцов. c C-V кривые для Au/Al₂O₃-SiN_x/Si структуры. d Фототолумinescence и электролюминесценция фото устройств

Важно, эффективное меньшинственное время жизни отжигнутых образцов после 100 с освещения составляют 230 мкс и 150 мкс соответственно, намного выше 126 мкс и 48 мкс до освещения, демонстрируя очень явное световое усиление пассивации c-Si поверхности Al₂O₃/SiN_x слоями. Эффект зарядового захвата при световой зарядке может быть одним из основных механизмов светового усиления пассивации c-Si поверхности Al₂O₃/SiN_x плёнок. Поскольку о Al₂O₃ плёнках сообщается о наличии отрицательной плотности фиксированных зарядов, часть избыточных электронов, генерируемых светом, вероятно, инъектировалась или туннелировалась в ловушечные состояния во внутренней Al₂O₃ плёнке, что привело к повышению уровня полевой пассивации. Интересно, световое усиление пассивации при отжиге 300 °C лучше, чем при 800 °C, что означает, что световая зарядка при более низкой температуре отжига — более эффективный способ для применения в ФЭ устройствах.

Для изучения влияния процесса отжига на поверхностную модификацию мы сравнили Фурье-преобразованные инфракрасные спектроскопические (FTIR) абсорбционные спектры отжигнутых образцов с образцом сразу после осаждения. Рис. 4b показывает, что Si–N, Si–O, Si–H и N–H связи соответствуют валению в валовых числах ~840, 1070, 2200 и 3340 см⁻¹ соответственно. Видно, что плотности как Si–N, так и Si–O связей очевидно увеличиваются после отжига; одновременно плотность Si–H связей увеличивается незначительно. Рост плотностей Si–O и Si–H связей подразумевает уменьшение висячих связей на границе Si/SiO₂, что ведёт к лучшему пассивирующему эффекту. Также процесс отжига способствует росту плотности Si–N связей, указывая на более плотную структуру, которая может эффективно предотвратить выходную диффузию H в среду вместо объёма Si. Однако при чрезмерно высокой температуре отжига H в Si–H и N–H группах может уходить из объёмного Si и диэлектрических слоёв в среду, вызывая снижение пассивирующего эффекта. Результат FTIR согласуется с эффективным меньшинственным временем жизни.

Для дальнейшего понимания разницы механизма пассивации между термическим отжигом и световой зарядкой мы проанализировали плотность фиксированных зарядов (N_f) и плотность интерфейсных ловушек (N_it) на границе Si и Al₂O₃ (ALD)/SiN_x (PECVD) стековых слоёв методом ёмкостно-вольтметрических (C-V) измерений из строгой металл-оксид-полупроводник (MOS) модели.

N_f можно получить из уравнения:

$$ N_f = \frac{Q_f}{S \times e} = \frac{C_{OX} \times (V_{MS} - V_{FB})}{S \times e} $$ (2)

где V_FB можно рассчитать выражением:

$$ V_{FB} = V_{MS} - \frac{Q_f}{C_{OX}} $$ (3)

Заметим, что S — площадь металлического электрода, e — элементарный заряд, C_OX — ёмкость диэлектрического слоя, V_MS — разность работ выхода металлического электрода и p-Si, V_FB — напряжение плоской зоны.

Методом Леховеца мы можем получить N_it из C-V кривой:

$$ N_{it} = \frac{(C_{OX} - C_{FB})C_{FB}}{3(\delta C/\delta V)_{FB} e k T S} - \frac{C_{OX}^2}{(C_{OX} - C_{FB}) S e^2} $$ (4)

где (δC/δV)_FB — наклон вблизи плоской зоны, берётся по модулю. C_FB, e и k — ёмкость MOS структуры в плоской зоне, элементарный заряд и постоянная Больцмана соответственно.

С рис. 4c видно, что измеренная C-V кривая стековых слоёв Al₂O₃/SiN_x показывает явные области накопления, истощения и инверсии. Согласно C-V кривым и уравнениям (2–4), мы получаем интерфейсные свойства подготовленных MOS структур, как показано в таблице 1.

Плотности фиксированных отрицательных зарядов значительно возрастают на порядок после термического отжига, в то время как плотности интерфейсных состояний значительно снижаются, что указывает на усиление химической и полевой пассивации диэлектрических плёнок отжигом. После дополнительной световой зарядки плотности интерфейсных состояний остаются на том же уровне, а плотности фиксированных отрицательных зарядов растут дальше. Как упоминалось выше, часть избыточных электронов, генерируемых светом, вероятно, инъектировалась или туннелировалась в ловушечные состояния во внутренней Al₂O₃ плёнке, что означает, что световая зарядка может усилить полевую пассивацию диэлектрической плёнки. Хотя значение N_it высоко, образец с отжигом 300 °C и 100 с световой зарядкой имеет наивысший τ_eff 230 мкс благодаря наивысшей N_f −2,87×10¹² см⁻², что означает преимущество полевой пассивации над химической в данном случае.

Рис. 4d показывает фототолумinescence и электролюминесценцию фото 1, 1,3 и 1,8 мкм IP солнечных элементов с одинаковым процессом пассивации. Яркость трёх групп фото для обоих фототолумinescence и электролюминесценции остаётся практически на одном уровне, что означает, что три группы солнечных элементов одинаково хорошо работают в пассивации дефектов. То есть процесс пассивации определяет электрическую характеристику солнечного элемента, а не размер IP, что подтвердится выходными параметрами изготовленных солнечных элементов.

Основываясь на отличных оптических и электрических характеристиках одновременных стековых SiO₂/SiN_x пассивированных переднего Si IP-основанного n⁺ эмиттера и Al₂O₃/SiN_x стековых пассивированных заднего рефлектора, мы изготовили Si IP-основанные PERC.

Рис. 5a показывает внутренние квантовые эффективности (IQE) и переднее поверхностное отражение изготовленных Si IP-основанных PERC. Наблюдаем, что 30-секундное щелочное травление IP-устройство (группа 1 — 30 с) показывает наименьшее отражение в коротковолновом диапазоне 300–600 нм из-за меньшего размера IP. Важно, группа 1 — 30 с имеет наивысшие IQE в этом диапазоне, и, следовательно, даёт наивысшие внешние квантовые эффективности (EQE) как показано на рис. 5b. Также изготовленные устройства демонстрируют почти одинаковые EQE в длинноволновом диапазоне из-за одинакового уровня отражения и IQE в этом диапазоне. Следовательно, группа 1 — 30 с с меньшим размером обладает лучшей выходной характеристикой, чем остальные две группы, что дополнительно подтверждается I-V и P-V кривыми устройств (см. рис. 5c). Рис. 5d показывает, что КПД нашего чемпионского устройства достиг 21,41%, а также V_oc 0,677 В, I_sc 9,63 А и FF 80,30%. По нашим знаниям, это наивысший КПД среди MACE-IP-основанных солнечных элементов. Вставка на рис. 5d — фотография передней и задней поверхностей чемпионского устройства.

Высокопроизводительный Si IP-основанный PERC. a IQE и отражение Si IP-основанного PREC с разными временами щелочного травления. b EQE Si IP-основанного PERC с разными временами щелочного травления. c I-V и P-V кривые Si IP-основанного PERC с разными временами щелочного травления. d I-V и P-V кривые чемпионского устройства

Более того, таблица 2 показывает детальные параметры изготовленных устройств. Очевидно, средний I_sc (9,63 А) группы 30 с выше, чем у других двух групп, что кроется в его лучшей антирефлекторной способности передней поверхности, как упоминалось выше. Разница I_sc в основном определяет выходные характеристики устройств. Кроме того, более высокий FF и более низкое последовательное сопротивление R_s гарантируют более высокий КПД группы 30 с. Стоит отметить, что все средние V_oc Si IP-основанных PERC находятся в диапазоне 674–676 мВ, демонстрируя одинаковую отличную пассивацию передней и задней поверхностей всех групп. Наконец, благодаря приросту оптической и электрической характеристик, мы успешно достигли наивысшего КПД 21,4% Si IP-основанного PERC солнечного элемента.

Заключение

Подводя итог, мы оптимизировали морфологии MACE Si IP структур и изготовили новый Si IP-основанный PERC солнечный элемент стандартного размера 156 × 156 мм², комбинируя стековые SiO₂/SiN_x слои, покрывающие IP текстуры, со стековой Al₂O₃/SiN_x пассивацией задней поверхности. Оптические свойства показывают, что солнечное усреднённое R_ave IP текстур, покрытых стековыми SiO₂/SiN_x слоями, может достигать 3,91%, раскрывая IP как идеальную светоловящую структуру для ФЭ устройства. Также электрический анализ показывает, что полированная задняя поверхность, пассивированная стековыми Al₂O₃/SiN_x слоями, обладает очень высоким τ_eff 230 мкс благодаря термическому и световому зарядке, демонстрируя хорошее световое усиление пассивации c-Si поверхности Al₂O₃/SiN_x слоями. FTIR измерения дают дополнительное объяснение высоким τ_eff задней поверхности, пассивированной стековыми Al₂O₃/SiN_x слоями. Важно, высокая плотность фиксированных зарядов N_f −2,87×10¹² см⁻² получена с помощью C-V измерений, что раскрывает сильную полевую пассивацию Al₂O₃/SiN_x слоёв. Наконец, благодаря отличным оптическим и электрическим характеристикам переднего Si IP-основанного n⁺ эмиттера и заднего рефлектора, мы достигли наивысшего КПД 21,4%, а также V_oc 0,677 В, I_sc 9,63 А и FF 80,30%. Достижение высокоэффективного Si IP-основанного PERC даёт IP эффективный путь к массовому производству высокоэффективных кремниевых солнечных элементов.

Доступность данных и материалов

Наборы данных, поддерживающие выводы этой статьи, включены в статью.

Аббревиатуры

PV:

Фотоэлектрический

IP:

Инвертированная пирамида

Si:

Кремний

MACE:

Металлоассистированное химическое травление

PERC:

Пассивированный эмиттер и задняя ячейка

PERL:

Пассивированный эмиттер и задняя локально-диффундированная солнечная ячейка

c-Si:

Кристаллический кремний

mc-Si:

Многохрусталлический кремний

PECVD:

Плазменно-усиленное химическое осаждение из паровой фазы

ALD:

Атомно-слойное осаждение

Si IP-strus:

Кремниевые инвертированные пирамидальные структуры

R_ave :

Усреднённое отражение

EQE:

Внешняя квантовая эффективность

τ_eff :

Эффективное время жизни меньшинственных носителей

Δn :

Уровень инжекции

FTIR:

Фурье-преобразование инфракрасной спектроскопии

N_f :

Плотность фиксированных зарядов

N_it :

Плотность интерфейсных ловушек

C-V :

Ёмкостно-вольтметрическая

IQE:

Внутренняя квантовая эффективность

V_oc :

Напряжение холостого хода

I_sc :

Ток короткого замыкания

FF:

Коэффициент заполнения

R_s :

Последовательное сопротивление