Herstellung einer 20,19 % effizienten einkristallinen Silizium-Solarzelle mit invertierter Pyramiden-Mikrostruktur

Hintergrund

Einkristalline Silizium-Solarzellen (sc-Si) haben aufgrund ihrer hohen photoelektrischen Umwandlungseffizienz und umfassenden Leistung seit langem den Solarzellenmarkt dominiert [1,2,3,4,5]. Der Vorteil der umfassenden Qualität gegenüber anderen kristallinen und nichtkristallinen Siliziumsolarzellen hat jedoch aufgrund der schnellen Entwicklung der Diamantdrahtsägetechnik, der fortschrittlichen Passivierungstechnik und anderer Solarzellentypen allmählich abgenommen [6,7,8,9,10, 11,12,13]. Wie in der praktischen Produktion berichtet, haben sc-Si-Solarwafer mit aufrechter Pyramidenstruktur, die in der Fabrikproduktion hergestellt werden, eine mittlere Reflektivität von 10–12%, was fast die Grenze der einstufigen alkalischen chemischen Texturierungstechnik erreicht hat [14]. Die Verbesserung des photoelektrischen Umwandlungswirkungsgrads gewann wenig durch die Modulation der aufrechten Pyramidenstruktur. Um diese Situation zu ändern, kann die Verbesserung der Konversionseffizienz wahrscheinlich durch die Herstellung einer neuen lichteinfangenden Struktur wie schwarzem Silizium fortgesetzt werden [15]. Mit der Black-Silicon-Technik lassen sich Oberflächen mit extrem niedriger Reflektivität und hoher Lichtabsorption modifizieren [16]. Aufgrund ihrer ultraniedrigen Reflektivität (nahe 0,3%) im ultravioletten sichtbaren und nahen Infrarotbereich, die der Effizienzsteigerung zugute kommt, hat sich die schwarze Siliziumsolarzelle zu einer vielversprechenden Richtung der konventionellen sc-Si-Solarzelle entwickelt [16]. Somit kann der Umwandlungswirkungsgrad von sc-Si-Solarzellen aus der Sicht von schwarzem Silizium weiter verbessert werden.

Die Black-Silicium-Technik hat sich seit ihrer Entdeckung im Jahr 1995 sofort zu einem Forschungs-Hotspot entwickelt [17]. Es gibt drei dominante Techniken, die auf der Herstellung von Nanostrukturen basieren:Femtosekundenlasertechnik, reaktives Ionenätzen (RIE) und metallunterstütztes chemisches Ätzen (MACE) [16, 18, 19]. Angesichts der Kompatibilität der aktuellen sc-Si-Solarzellentechnologie und der Kosten ist MACE die optimale Lösung, um die konventionelle alkalische Texturierungstechnologie zu ersetzen [20]. Die große Lichteinfangfähigkeit von MACE-hergestelltem schwarzem Silizium ist von Vorteil, um die photoelektrische Umwandlungseffizienz von sc-Si-Solarzellen zu verbessern. Ein geringeres Reflexionsvermögen von schwarzem Silizium entspricht jedoch mehr Nanostrukturen, was die Oberflächendefektfläche vergrößern und die indirekte Rekombination photogenerierter Ladungsträger beschleunigen würde, wodurch die photoelektrische Umwandlungseffizienz eingeschränkt würde [21].

Viele einschlägige Arbeiten wurden durchgeführt, um das obige Problem zu lösen. Insbesondere kann die Konversionseffizienz von sc-Si-Solarzellen durch Optimierung der Oberflächenstruktur für das Einfangen von Licht oder durch Verbesserung der Passivierungstechnik verbessert werden [20, 22]. Savinet al. führte Atomic Layer Deposition (ALD) in den Passivierungsprozess ein und kombinierte ihn mit den ineinandergreifenden kristallinen Siliziumsolarzellen mit rückseitigem Kontakt, und der Umwandlungswirkungsgrad der Solarzelle erreichte 22,1% [23]. Trotz der Verbesserung des Umwandlungswirkungsgrades war die Anwendung in der großindustriellen Produktion jedoch noch durch verzweifelte Kosten begrenzt. RIE-hergestelltes schwarzes Silizium könnte die Lichteinfangfähigkeit erheblich verbessern, aber die Investitionen in Hardware-Ausrüstungen waren hoch, was eine Anwendung in der Massenproduktion erschwerte oder gegenüber der nasschemischen Texturierungstechnologie weniger konkurrenzfähig war. Die umgekehrte Pyramidenstruktur erzielte eine geringe Oberfläche und eine große Lichtabsorptionsfähigkeit [24,25,26]. Stapfet al. gebrauchte Mischlösung von Wasserstoffperoxid (H₂ O₂ ), Flusssäure (HF) und Salzsäure (HCl), um sc-Si zu texturieren, und zufällige invertierte Pyramidenstrukturen wurden zugänglich, aber die Lichteinfangfähigkeit der invertierten Pyramidenstruktur wurde noch untersucht [27]. Der Mechanismus von MACE (Metall =Au, Cu und Fe) wurde erforscht, und seine Anwendung bei der Oberflächentexturierung von kristallinem Silizium wird ebenfalls untersucht [28,29,30,31,32,33,34]. Allerdings waren die jemals berichteten Konzentrationen von Metallionen in MACE, die für kristalline Siliziumsolarzellen angewendet wurden, sehr hoch, was den immer strengeren Umweltschutzrichtlinien missachtete und zu viel kostete. Darüber hinaus wurde die zuvor in MACE hergestellte Texturierung hauptsächlich erforscht, um Nanostrukturen so weit wie möglich für die Lichtabsorptionsfähigkeit und nicht für die praktische Anwendung zu erzeugen. Selten wurde über die kostengünstige Schwarzsilikontechnik berichtet, die Potenzial in der Pflanzenproduktion erschloss. Unser Team führte MACE mit Ag-Nanopartikeln kostengünstig in den sc-Si-Texturierungsprozess ein und optimierte den MACE-Prozess durch die Verwendung eines spezifischen Ätzadditivs, das die Konzentration von Ag-Ionen auf zwei Größenordnungen niedriger als je zuvor berichtete reduzierte [32]. Darüber hinaus war die erforderliche Temperatur des alkalischen anisotropen Texturierungsprozesses relativ niedriger als bei der industriellen Produktion.

In dieser Arbeit wurde die optimierte MACE-Technik in die Nachspülbehandlung von sc-Si-Solarzellen eingeführt, die die photoelektrische Leistung förderte. Es wurde auf schwarze Siliziumsolarzellen mit invertierter Pyramidenstruktur aus Massenfertigung zugegriffen, deren Umwandlungswirkungsgrad bis zu 20,19 % betrug. In der Zwischenzeit wurde der Bildungsmechanismus der umgekehrten Pyramidenstruktur untersucht. Erwartungsgemäß zeigte eine schwarze Silizium-Solarzelle mit invertierter Pyramiden-Mikrostruktur ein großes Potenzial in der großindustriellen Produktion.

Methoden

Diamantdrahtsägen (100)-orientierte p-Typ sc-Si-Wafer (200 ± 20 μm dick, 1–3 Ω cm) mit einer Standardsolarzellengröße von 156,75 × 156,75 mm ² wurden in diesem Experiment verwendet. Die Wafer wurden in einer wässrigen Lösung bestehend aus NaOH (AR) und H₂ . gespült O₂ (30 Gew.-%), um Oberflächenverunreinigungen zu entfernen, und dann in Reinstwasser gespült. Beim MACE-Prozess wurden die Wafer zunächst in eine wässrige Lösung mit HF (0,2 M) und AgNO₃ . eingetaucht (3 × 10 ⁻⁵ M) bei 25 °C. Dann wurden nanoporöse Siliziumstrukturen hergestellt, indem die mit Ag-Nanopartikeln beschichteten Siliziumwafer in der gemischten Säurelösung von H₂ . geätzt wurden O₂ (3,13 M) und HF (2,46 M) für 3 min, die 0,1 % kommerzielles Additiv (C, Nanjing Natural Mew Material Co. Ltd., China) enthielten. Die Wafer mit nanoporösen Strukturen wurden in Ammoniakwasser (0,1 M) mit H₂ . gespült O₂ (0,1 M) für 5 Minuten, um restliche Ag-Nanopartikel zu entfernen. Nach dem Spülen in Reinstwasser wurden nanoporöse Siliziumstrukturen in einer wässrigen Lösung aus NaOH (0,003 M) und 0,4 % kommerziellem Additiv (A, Nanjing Natural Mew Material Co. Ltd., China) bei 60 °C modifiziert. Schließlich bestand der industrielle Prozess für sc-Si-Solarzellen darin, invertierte Pyramidensolarzellen herzustellen. Die detaillierten Schritte waren die Diffusion von Phosphorelementen zur Bildung von p-n-Übergangsemittern, Säureätzen zur Entfernung von Phosphorsilikatglas, plasmaunterstützte chemische Gasphasenabscheidung (PECVD) zur Abscheidung einer SiNx-Antireflexionsschicht und Siebdruck zur Metallisierung der unteren/oberen Elektroden.

Die sc-Si-Oberflächenmorphologie wurde unter einem Kaltfeldemissions-Rasterelektronenmikroskop (SEM; Hitachi S-4800, Japan) beobachtet. Die Größen der sc-Si-Oberflächenmikrostruktur wurden auf einem Zeta-3D-Messsystem gemessen. Der optische Reflexionsindex von 300 bis 1000 nm wurde mit einem UV-VIS- und NIR-Spektrophotometer (UV-3101PC, Japan, mit einer Ulbrichtkugel) gemessen. Der SiNx-Film wurde mit einem Filmdickenmesssystem (Filmetrics, F20-UV, USA) gemessen. Die interne/externe Quanteneffizienz und die photovoltaische Umwandlungseffizienz von sc-Si-Solarzellen wurden mit Enlitech QE-R- bzw. PVIV-411V-Systemen gemessen.

Ergebnisse und Diskussion

Wie bereits berichtet, wurden stromlose Metallnanopartikel, die auf Si in wässriger Lösung mit HF abgeschieden wurden, zuvor gut untersucht [35]. Die in MACE verwendete stromlose Abscheidung von Ag-Nanopartikeln basierte auf der galvanischen Verdrängungsreaktion, während zwei elektrochemische Prozesse gleichzeitig um die sc-Si-Oberfläche herum abliefen [36]. REM-Bilder in Abb. 1a–f zeigen die Ag-Nanopartikel, die auf einer p-Typ (100)-orientierten sc-Si-Oberfläche durch Eintauchen in eine HF-Lösung mit AgNO₃ . abgeschieden wurden . Wie in Abb. 1a–c gezeigt, wurden Ag-Nanopartikel in die sc-Si-Oberfläche in der wässrigen HF-Lösung mit 5 bis 15 ppm AgNO₃ . hergestellt bei 25 °C für 2 min.

REM-Aufnahmen von auf sc-Si abgeschiedenen Ag-Nanopartikeln und Einfügung von EDS. SEM-Bilder von auf sc-Si abgeschiedenen Ag-Nanopartikeln:a –c Abscheidung für 2 min bei 25 °C mit einer Ag-Ionenkonzentration von 5, 10 bzw. 15 ppm; und d –f Abscheidung bei 25 °C mit einer Ag-Ionen-Konzentration von 5 ppm für 2, 4 bzw. 6 Minuten. EDS-Ergebnis in der Einfügung von a

Abbildung 1a zeigt deutlich, dass weißes Sediment auf dem sc-Si-Substrat abgelagert wurde, was durch ein energiedispersives Spektrometer (EDS:Einschub in Abbildung 1a) als Ag-Nanopartikel bestätigt wurde. Die reduzierten Ag-Nanopartikel ersetzten Silizium dort, wo die Oxidationsreaktion stattfand, und lagerten sich auf dem Siliziumsubstrat ab. Ag-Nanopartikel mit einem Durchmesser von 15 nm wurden in Gegenwart von 5 ppm AgNO₃ . gleichmäßig und dicht verteilt (Abb. 1a). Allerdings mit 10 ppm AgNO₃ oder höherer Konzentration nahmen die Durchmesser der Ag-Nanopartikel ungleichmäßig zu (Abb. 1b, c). Der Durchmesser der regionalen Ag-Nanopartikel in Abb. 1b stieg auf 80 nm und der in Abb. 1c auf bis zu 100 nm. SEM-Bilder in Abb. 1d–f zeigen die 2, 4 bzw. 6 min abgeschiedenen Ag-Nanopartikel, bei denen 5 ppm AgNO₃ . waren und 25 °C. Es zeigt, dass sich die Form des Ag-Sediments stark veränderte und unregelmäßig wurde (von einer Dimension in zwei Dimensionen variiert), wobei die Ablagerungszeit verlängert wurde. Darüber hinaus lagerten sich diese stabförmigen Ag-Nanopartikel (ca. 130 nm lang) durch Zeitverzögerung unregelmäßig auf der sc-Si-Oberfläche ab, was die Gleichmäßigkeit der Ag-Nanopartikelverteilung zerstörte. Zusammenfassend schlagen wir eine Ag-Ionenkonzentration von 5 ppm und eine Abscheidungszeit von 2 min bei Raumtemperatur vor.

Die sc-Si-Wafer mit der einheitlichen Beschichtung von Ag-Nanopartikeln wurden in eine gemischte Säurelösung getaucht, die ein kommerzielles Additiv enthielt, um eine nanoporöse Siliziumstruktur herzustellen. Dieses kommerzielle Additiv, das eine Mischung aus Hydroxyl und Carboxyl enthaltendem Polyol sein könnte, sollte winzige Blasen von der Substratoberfläche trennen, da H₂ die bei der Reaktion erzeugt wurden, konnten sich bei einer so niedrigen Ag-Konzentration nicht automatisch von der Substratoberfläche entfernen (Zusatzdatei 1). REM-Bilder in Abb. 2a–f zeigen die Morphologien von nanoporösem Silizium und den Querschnitt vor und nach MACE. Wie in Abb. 2b gezeigt, wurden nanoporöse Siliziumstrukturen im sc-Si mit einer MACE-Verarbeitung für 1 Minute erzeugt. Der Durchmesser von nanoporösem Silizium erreichte 20 nm und eine Tiefe von etwa 1,3 μm. Dann nahmen Durchmesser und Tiefe des nanoporösen Siliziums mit der Verlängerung der MACE-Zeit zu, sogar der Durchmesser variierte deutlicher. Der Durchmesser von nanoporösem Silizium mit MACE-Bearbeitung für 2 Minuten wuchs auf 40 nm, dann auf 50 nm für 3 Minuten-Bearbeitung, 80 nm für 4 Minuten-Bearbeitung und 110 nm für 5 Minuten-Bearbeitung. Die Querschnitteinschübe in Abb. 2b–f zeigen, wie die Tiefe des nanoporösen Siliziums von 1,3 auf 3 μm variiert, wenn die MACE-Zeit von 1 auf 5 Minute erhöht wird. Es wurden jedoch einige Nanolöcher im Querschnitt erzeugt, wenn die MACE-Zeit verlängert wurde. Laut Chartiers Bericht enthielt das in MACE erzeugte nanoporöse Silizium gerade und gekrümmte zylindrische Porenstrukturen, und die geraden Nanolöcher dominieren, wenn das Molverhältnis der Ätzlösung ρ . ist = [HF]/([HF] + [H₂ O₂ ]) beträgt etwa 45 % [36]. Trotz der ρ = 45% in unserer Arbeit, eine große Menge gekrümmter zylindrischer Poren, die im Laufe der Zeit beim Ätzen erzeugt wurden, wenn MACE für 4 Minuten oder länger verarbeitet wurde (Querschnitte in beiden Einschübe von Abb. 2e, f). Durch eine Reihe von Experimenten haben wir beobachtet, dass die Lichteinfangfähigkeit von nanoporösem Silizium mit der MACE-Verarbeitung im Laufe der Zeit abnimmt. Die durchschnittliche Reflektivität von nanoporösem Silizium gegenüber der MACE-Behandlungszeit bei verschiedenen Temperaturen ist in Abb. 3 dargestellt. Die durchschnittliche Reflektivität wurde für die MACE-Verarbeitung 3 min bei 35 °C minimiert und dann mit Zeitverzögerung erhöht. In der Zwischenzeit änderte sich das durchschnittliche Reflexionsvermögen von nanoporösem Silizium wenig, wenn die Temperatur 35 °C oder mehr betrug. Dies könnte durch die Tatsache erklärt werden, dass die Erzeugung von gekrümmten zylindrischen Nanolöchern die nanoporösen Siliziumstrukturen hohl und unordentlich anstatt vertikal machte, dann könnte einfallendes Licht durch diese gekrümmten Nanolöcher zurück in die Luft reflektiert werden. Andererseits wurde nanoporöses Silizium selbst oxidiert und langsam in gemischten Lösungen aus HF und H₂ . gelöst O₂ wodurch die Substratoberfläche glatt und das durchschnittliche Reflexionsvermögen erhöht wurde. Eine ähnliche Tendenz zur Änderung des Reflexionsvermögens bei Temperaturen über 30 °C zeigte, dass die geeignete MACE-Temperatur bei 35 °C lag. Zusammenfassend lässt sich sagen, dass nanoporöse Siliziumstrukturen im MACE-Prozess mit extrem niedriger Konzentration von Ag-Ionen hergestellt wurden, über die noch nie zuvor berichtet wurde. Die Optimierungsbedingungen (Temperatur bei 35 °C und Zeit für 3 Minuten) in MACE zur Herstellung einer vertikalen nanoporösen Siliziumstruktur werden vorgeschlagen.

REM-Aufnahmen von nanoporösem Silizium (Querschnitt im Einsatz) mit unterschiedlicher Bearbeitungszeit. REM-Aufnahmen von nanoporösem Silizium:a wie hergestellt und b –f nanoporöses Silizium und Querschnitt im Einsatz für 1, 2, 3, 4 und 5 min Verarbeitung bei 35 °C

Zeitabhängigkeit des durchschnittlichen Reflexionsvermögens von nanoporösem Silizium bei bestimmten Temperaturen. Durchschnittliches Reflexionsvermögen nanoporöser Siliziumstrukturen in Abhängigkeit von der Behandlungszeit bei 30, 35, 40, 45 bzw. 50 °C

Durch MACE erzeugtes nanoporöses Silizium liegt der Bildung invertierter Pyramidenstrukturen zugrunde. Die Wafer wurden im alkalisch anisotropen Texturierungsprozess modifiziert und Additiv A in wässriger NaOH-Lösung spielte eine ähnliche Rolle wie Tenside bei der konventionellen sc-Si-Texturierung. Es entfernt Blasen von der Substratoberfläche und beeinflusst den anisotropen Faktor des Ätzmittels. Schließlich wurde auf umgekehrte Pyramidenstrukturen zugegriffen. Abbildung 4a zeigt die nanoporöse Siliziumstruktur und Abbildung 4b–f zeigt umgekehrte Pyramidenstrukturen mit NaOH-Texturierung für 1, 3, 5, 7 bzw. 9 min. Abbildung 4b, c zeigt die nanoporösen Siliziumstrukturen, die in quadratische Löcher mit umgekehrt pyramidenförmigem Boden umgewandelt wurden (Einschub in Fig. 4b, c) mit alkalischer anisotroper Verarbeitung für 1 bzw. 3 Minuten. Mit der Verlängerung der Texturierungszeit wuchsen die umgekehrten Pyramidenstrukturen, wie in Abb. 4c–f gezeigt, und bestimmte Bereiche lösten sich allmählich auf. Wenn die alkalische chemische Texturierung für 5 Minuten behandelt wurde, wurden die umgekehrten Pyramidenstrukturen mit einer Breite von 500 nm und einer Tiefe von 350 nm hergestellt. Es gab jedoch einige Defektstrukturen (Einschub von Abb. 4d). Wie in Abb. 4e gezeigt, wurden umgekehrte Pyramiden mit einer Breite von 1 μm hergestellt und gleichmäßig verteilt, wenn die Texturierung für 7 Minuten verarbeitet wurde. Der Diederwinkel betrug 54,7° und es waren weniger Defektstrukturen vorhanden, die im Querschnitt beobachtet wurden (Einschub in Abb. 4e). Bei einer Behandlungszeit von bis zu 9 min hatten die umgekehrten Pyramiden eine glatte Oberfläche und selten Defektstrukturen (Abb. 4f). Es war jedoch leicht zu beobachten, dass einige Seitenwände von umgekehrten Pyramiden aufgelöst wurden und neue mikroskalige Gully-Arrays mit einer Größe von 2 bis 4 μm gebildet wurden. Durch die Auflösung der Seitenwände wurden die überlappenden Strukturen erzeugt (Einschub in Abb. 4f). Trotz der Tatsache, dass umgekehrte Pyramidenstrukturen mit kaum defekten Bereichen verteilt waren, könnten große Pitstrukturen die Lichtabsorptionsfähigkeit verringern. Abbildung 5 zeigt die Reflexionsspektren von invertierten Pyramidenstrukturen mit alkalischer anisotroper Texturierung für 1, 3, 5, 7 bzw. 9 Minuten. Die Reflexionsspektren zeigten, dass die Lichteinfangfähigkeit im Vergleich zu ursprünglichem nanoporösem Silizium aufgrund großer Mengen an Auflösung der Nanostruktur bei einer 1 min langen alkalischen Texturierung abnahm. Das durchschnittliche Reflexionsvermögen im Wellenlängenbereich von 300 bis 1000 nm beträgt 15,45 %. Offensichtlich wurde mit zunehmender Texturierungszeit die Lichtabsorption allmählich für die Bildung von umgekehrten Pyramidenstrukturen verbessert. Das Reflexionsvermögen minimierte sich auf 9,2 %, wenn die Texturierung für 7 Minuten verarbeitet wurde, und die Gleichmäßigkeit von sc-Si-Wafern mit invertierter Pyramide erreichte im Vergleich zu anderen das beste Ergebnis. Dann nahm die Lichteinfangfähigkeit ab und das Reflexionsvermögen stieg mit Texturierung für 9 Minuten auf 10,5 % an, was durch die Auflösung umgekehrter Pyramiden und die Bildung von großformatigen überlappenden Grubenstrukturen verursacht wurde. Außerdem war diese sc-Si-Textur reflektierender als in der Pflanzenproduktion. So wurden nanoporöse Siliziumstrukturen in wässriger NaOH-Lösung, die ein spezifisches Verbindungsadditiv enthielt, texturiert, und auf gleichmäßig verteilte umgekehrte Pyramidenstrukturen mit einer Breite von 1 μm wurde bei 60 °C für 7 Minuten zugegriffen. Das durchschnittliche Reflexionsvermögen wurde auf 9,2 % eingestellt.

SEM-Bilder der umgekehrten Pyramide (Querschnitte in der Einfügung) Verarbeitung für unterschiedliche Zeit. REM-Bilder:a nanoporöses Silizium und b –f Oberflächen- und Querschnittstexturierung mit umgekehrter Pyramide bei 60 °C in wässriger NaOH-Lösung für 1, 3, 5, 7 bzw. 9 min

Reflexionsspektren von invertierten Pyramidenstrukturen mit Texturierung für verschiedene Zeiträume. Reflexionsspektren von sc-Si mit invertierten Pyramidenstrukturen für die alkalische Texturierungszeit bei 1, 3, 5, 7 bzw. 9 min

Unter Berücksichtigung sowohl der Fähigkeit zum Einfangen von Licht als auch der einfachen Gestaltung der Oberflächenmikrostruktur für die Passivierung haben wir uns zur Herstellung von Solarzellen für die umgekehrte Pyramidenstruktur mit einer Breite von 1 μm entschieden. Der Kastenwiderstand und die SiNx-Filmeigenschaft durch PECVD von invertierten und aufrechten Pyramiden-sc-Si-Wafern werden in Tabelle 1 verglichen. Wir testeten zehn Sätze der Testproben und Kontrollproben (jeder Satz enthielt 10 Stück). Die Lücke des durchschnittlichen Boxwiderstands zwischen invertierten und aufrechten Pyramiden-sc-Si-Wafern war klein, sogar die Gleichmäßigkeit der Verteilung von invertierten Pyramiden-sc-Si führte zu derjenigen von aufrechten Wafern, die aus den STD-Daten ein wenig beobachtet wurden. Ein Vergleich der Passivierungseigenschaften des SiNx-Films durch PECVD legt nahe, dass der auf sc-Si mit invertierter Pyramidenstruktur passivierte SiNx-Film 10 nm dünner ist und einen um 0,14 höheren Brechungsindex im Vergleich zu einer aufrechten Pyramide aufweist. Dies bedeutet, dass die Passivierungskosten einer umgekehrten Pyramidenstruktur niedriger sein können als bei einer aufrechten, insbesondere wenn die passivierte SiNx-Filmeigenschaft auf einer umgekehrten Pyramidenstruktur ähnlich der einer aufrechten ist. Dies ist für die Industrialisierungsanwendung dieser Texturierungstechnologie von Vorteil. Die durchschnittliche Reflektivität, interne Quanteneffizienz (IQE) und externe Quanteneffizienz (EQE) sind in Abb. 6 dargestellt. Die durchschnittliche Reflektivität einer umgekehrten Pyramidenstruktur in der Breite mit 1 μm war 1% niedriger als die von aufrechten in der Pflanzenproduktion ( Abb. 6a). Der Abscheidungsprozess des SiNx-Films einer sc-Si-Solarzelle mit invertierter Pyramidenstruktur war der gleiche wie der von sc-Si mit aufrechter Pyramide. Wie in Abb. 6b gezeigt, war die IQE einer sc-Si-Solarzelle mit invertierter Pyramide ähnlich der einer aufrechten. Auf der anderen Seite wurde die EQE einer sc-Si-Solarzelle mit invertierter Pyramidenstruktur, die in Fig. 6c gezeigt ist, in der Wellenlänge 300–600 nm verbessert. Es wurde angenommen, dass eine nicht optimierte PECVD-Technik die Verbesserung des IQE von sc-Si-Solarzellen mit invertierter Pyramide behindert, und der Vorsprung der EQE bei kurzen Wellenlängen von 300 bis 600 nm könnte auf die oben beschriebene Überlegenheit des Reflexionsvermögens bei kurzen Wellenlängen zurückgeführt werden.

Vergleich von a Reflexionsspektren, b IQE und c EQ. a Reflexionsspektren von invertierten und aufrechten Pyramidenstrukturen. b IQE und c EQE von invertierten und aufrechten Pyramiden-sc-Si-Solarzellen

Eine dreidimensionale (3D) Finite-Differenz-Zeitbereichsanalyse (FDTD) wurde verwendet, um den photovoltaischen Effekt nahe der Grenzfläche der invertierten Pyramidenstruktur zu simulieren und zu analysieren. Die Simulationsdimension von invertierten/aufrechten Pyramiden wurde auf eine Breite von 1 μm ausgelegt. Wir haben λ . verwendet = 631,57 nm zur Berechnung der elektrischen Feldstärke (|E| ² ) Verteilung der elektromagnetischen Welle, die nahe an der Spitzenbestrahlungsstärke der Sonnenspektren lag. Wie die Simulationsergebnisse in Abb. 7a, b zeigen, sammelte sich die Energie der elektromagnetischen Welle bei 631,57 nm hauptsächlich innerhalb einer umgekehrten Pyramide, die viel stärker war als die einer aufrechten. Dieses Simulationsergebnis bestätigt die stärkere Photoneneinfangfähigkeit der umgekehrten Pyramidenstruktur.

FDTD-Simulation der Verteilung der elektrischen Feldstärke in sc-Si mit invertierter/aufrechter Pyramidenstruktur. 3D-FDTD-Simulation der elektrischen Feldstärkeverteilung in invertierter/aufrechter Pyramidenstruktur sc-Si. Die Größe der umgekehrten/aufrechten Pyramide beträgt 1 μm

Tabelle 2 zeigt den wichtigsten Vergleich der elektrischen Leistung zweier Typen von sc-Si-Solarzellen. ich> _sc ) 0,22 mA cm ⁻² höher als die eines aufrechten, was den 3D-FDTD-Simulationsfund bestätigt. Die Leerlaufspannung (V _oc ) einer sc-Si-Solarzelle mit invertierter Pyramidenstruktur erreichte 647 mV, was 2 mV höher war als die einer aufrechten Pyramidensolarzelle. In Kombination mit dem IQE-Ergebnis V _oc Der Vorteil von Solarzellen mit invertierter Pyramide würde erweitert, wenn die Passivierungstechnik optimiert würde. Sein Füllfaktor (FF) war 0,05% höher als der des aufrechten. Weitere Maßnahmen zur Verbesserung der photoelektrischen Umwandlungseffizienz sollten sich auf eine wirksame Einschränkung der Auger-Rekombination, eine stärkere Fähigkeit zum Einfangen von Licht und eine bessere Passivierungstechnik konzentrieren.

Schlussfolgerungen

Zusammenfassend zeigte das sc-Si mit invertierter Pyramiden-Mikrostruktur, das durch modulierte alkalische Texturierung in Kombination mit optimiertem MACE hergestellt wurde, ein großes Potenzial bei der Optimierung sowohl des optischen Reflexionsvermögens als auch der Mikrostrukturgröße im Vergleich zu anderen Texturierungstechnologien. Der Umwandlungswirkungsgrad von sc-Si-Solarzellen mit invertierter Pyramidenstruktur mit einer Größe von 1 μm erreichte 20,19 % und die Kurzschlussstromdichte der Solarzelle betrug bis zu 38,47 mA cm ⁻² . Voraussichtlich wird die Zelleigenschaft verbessert, wenn die Optimierung der invertierten Struktur oder der Texturierungstechnologie fortgesetzt wird.

Abkürzungen

3D:

Dreidimensional

ALD:

Atomlagenabscheidung

EDS:

Energiedispersives Spektrometer

EQE:

Externe Quanteneffizienz

FDTD:

Zeitbereich mit endlicher Differenz

FF:

Füllfaktor

IQE:

Interne Quanteneffizienz

J _sc :

Kurzschlussstromdichte

MACE:

Metallunterstütztes chemisches Ätzen

mc-Si:

Multikristallines Silizium

PECVD:

Plasmaunterstützte chemische Gasphasenabscheidung

RIE:

Reaktives Ionenätzen

sc-Si:

Einkristallines Silizium

SEM:

Rasterelektronenmikroskop

STD:

Standardabweichung

V _oc :

Leerlaufspannung