Wirkung der Niob-dotierten Titanoxid-Dicke und der thermischen Oxidschicht für Silizium-Quantenpunkt-Solarzellen als Dotierstoff-Blockierungsschicht

Einführung

Silizium-Quantenpunkte (Si-QD) wurden untersucht, um Solarzellen mit einem Wirkungsgrad von über 40% zu realisieren [1, 2, 3, 4]. Die Single-Junction-Si-Solarzelle mit mehr als 26 % wurde kürzlich hergestellt [5], was die theoretische Grenze von etwa 30 % ziemlich erreicht [6]. Die anderen Ansätze sind für eine weitere Verbesserung des Umwandlungswirkungsgrades wesentlich. Die Tandemkonfiguration ist eine der Lösungen, um die Grenze zu überwinden, indem die Mehrfachverbindung mit mehreren Bandlücken verwendet wird [7,8,9]. Si-QD ist einer der Kandidaten für die oberste Zelle der Tandemsolarzelle, da die Bandlücke aufgrund des Quanten-Confinement-Effekts je nach Größe abgestimmt werden kann [10,11,12,13,14]. Außerdem hat Si-QD einige Vorteile, die sich aus den Elementeigenschaften ergeben:erdreich, ungiftig und einfach in der Industrie anwendbar. In dieser Studie wurde eine Si-QD-Mehrschichtstruktur (Si-QDML) verwendet, um die Si-QDs herzustellen, die Si-QDs in Wide-Gap-Materialien einbetten [15,16,17].

Die p-i-n-Solarzellenstruktur unter Verwendung von Si-QDML mit Siliziumdioxid (SiO₂ ) wurde hergestellt und gemessen Stromdichte-Spannung (J -V ) Merkmale [18, 19]. Das SiO₂ Matrix kann Dangling Bonds der Si-QD-Oberfläche reduzieren, was zu einer hohen Oberflächenpassivierung von Si-QD führt [20]. Eine der Solarzellenstrukturen hatte eine hohe Leerlaufspannung (V _OK ) von 492 mV. Die Kurzschlussstromdichte (J _SC ) war aufgrund der geringen Tunnelwahrscheinlichkeit photogenerierter Ladungsträger, die durch den großen Bandversatz zwischen kristallinem Si und SiO₂ . verursacht wird, sehr schlecht [1, 8]. Außerdem wurde ein ziemlich großer Serienwiderstand beobachtet, der auf den hohen Schichtwiderstand von n-Typ-Si-QDML zurückzuführen ist. Um diese Probleme zu lösen, schlugen wir vor, die Si-QDML mit amorphem Siliziumoxid mit Sauerstoffmangel zu verwenden, um die Tunnelwahrscheinlichkeit photogenerierter Ladungsträger zu erhöhen [21], was zu einer Erhöhung von J . führt _SC . Darüber hinaus ist hochdotiertes polykristallines Silizium vom n-Typ (n ⁺⁺ -poly-Si) wurde als leitfähige Schicht verwendet, um den Widerstand zu verringern, was eine gute Verbesserung von J . mit sich brachte _SC und Füllfaktor (FF). Unterdessen verursacht das Diffundieren des P aus der n-Schicht in die Si-QDML eine Verschlechterung der Filmqualität. Somit ist die P-Blockierungsschicht ohne Beeinträchtigung der elektrischen und optischen Eigenschaften notwendig.

Niob-dotiertes Titanoxid (TiO_{x .)} :Nb) ist eines der vielversprechenden Materialien für eine P-Blockierungsschicht. TiO_x :Nb ist einer der elektronenselektiven Kontakte für kristallines Silizium und kann auch nach dem Tempern bei hohen Temperaturen einen niedrigen spezifischen Widerstand beibehalten [22]. Wir haben die Si-QDs für die Solarzellenanwendung untersucht [11, 16, 23,24,25,26,27] und einen hohen V _OK von 529 mV wurde schließlich mit dem 2 nm dicken TiO_x :Nb [28]. Obwohl die Unterdrückung der P-Diffusion entscheidend ist, um die höhere Leistung der Si-QD-Solarzellen zu realisieren, ist die Wirkung der P-Diffusion auf die Si-QD-Solarzellen nicht vollständig verstanden.

In diesem Artikel wird die Wirkung von TiO_x :Nb Dicke, Einfluss auf die P-Diffusion und die Solarzelleneigenschaften mit Si-QDML mit Siliziumoxidmatrix wurden untersucht. Darüber hinaus wurde die thermische Oxidschicht auf dem n ⁺⁺ . gebildet -Poly-Si während des Herstellungsprozesses, der die P-Diffusion und die Solarzelleneigenschaften beeinflusst. Auch die Auswirkungen der thermischen Oxidschicht wurden hier diskutiert.

Experimentelle Methoden

Um das P-Tiefenprofil zu analysieren, Si-QDML/TiO_x :Nb/n ⁺⁺ -Poly-Si-Struktur wurde auf Quarzsubstraten hergestellt. Vor der Abscheidung von stark P-dotiertem hydriertem amorphem Silizium (n ⁺⁺ -a-Si:H)-Schicht wurden die Quarzsubstrate in einem Ultraschallbad mit einem organischen Lösungsmittel gereinigt. n ⁺⁺ -a-Si:H-Dünnfilm wurde durch plasmaunterstützte chemische Gasphasenabscheidung (PECVD) mit einer Frequenz von 27,12 MHz (ULVAC Inc., CME-200 J) hergestellt. Die Schichtdicke des n ⁺⁺ -a-Si:H betrug etwa 500 nm. Die Abscheidungstemperatur, der Kammerdruck und die Hochfrequenzleistung (HF) betrugen 195 °C, 25 °C und 32,5 °C mW/cm2 . , bzw. Die Filme wurden bei 900°C für 30 min unter Formiergasatmosphäre getempert, um n ⁺⁺ . zu bilden -Poly-Si in einem Lampenofen (ADVANCE RIKO Inc., MILA-5050). Während des Glühprozesses bildete sich spontan die thermische Oxidschicht auf dem n ⁺⁺ -Poly-Si. Eine der Proben wurde 1 min in die 5% HF-Lösung getaucht, um die ultradünne thermische Oxidschicht zu entfernen. 2 oder 10 nm dickes TiO_x :Nb wurde sofort nach der HF-Behandlung durch HF-Magnetron-Sputtern abgeschieden. Die Abscheidungstemperatur, der Argongasdurchfluss und -druck sowie die HF-Leistung betrugen Raumtemperatur, 50 sccm, 0,2 Pa und 137 mW/cm ² . , bzw. Anschließend a-SiO_x :H und a-SiO_y :H wurden abwechselnd durch PECVD für eine Si-reiche Schicht bzw. eine Sperrschicht abgeschieden. Die SiH₄ /CO₂ das Verhältnis der Si-reichen Schicht und der O-reichen Schicht betrug 1,0 bzw. 0,16; daher y war größer als x . Der Stapelzyklus betrug 30 Perioden. Die Abscheidungstemperatur, der Kammerdruck und die HF-Leistung waren die gleichen wie bei n ⁺⁺ -a-Si:H-Abscheidungsbedingung. Die Proben wurden bei 900°C 30 Minuten lang unter Formiergasatmosphäre getempert, um Si-QDs in Si-reichen Schichten zu bilden.

Wir stellten auch p-i-n-Solarzellen auf Quarzsubstraten her. Abbildung 1 zeigt die schematische Darstellung der Solarzellenstruktur. Der Herstellungsprozess von der Substratreinigung bis zum a-SiO_x :H/a-SiO_y Das Tempern der :H-Doppelschichten war das gleiche wie bei den Proben für die P-Tiefenanalyse. Die Dicken von TiO_x :Nb, a-SiO_x :H und a-SiO_y :H wurden bei 10, 5 bzw. 2 nm gehalten. Die Wasserstoffatome wurden in die Proben injiziert, um die Dangling Bonds in Si-QDML durch eine Wasserstoffplasmabehandlung mit einer Frequenz von 60 MHz (KATAGIRI ENGINEERING CO.) zu reduzieren. Die Prozesstemperatur, der Druck und die Zeit betrugen 225°C, 600 Pa bzw. 60 min. 10 nm dicke undotierte hydrierte amorphe Silizium (i-a-Si:H) und 30 nm dicke bordotierte hydrierte amorphe Silizium (p-a-Si:H) Doppelschicht wurden durch PECVD abgeschieden. Eine Indium-Zinn-Oxid (ITO)-Schicht wurde durch RF-Sputtern abgeschieden und schließlich wurde eine Ag-Elektrode aufgedampft.

Schematisches Querschnittsdiagramm der Si-QD-Solarzellenstruktur, nicht maßstabsgetreu. Bei einem Teil der Proben wurde die thermische Oxidschicht entfernt

Das Si-QDML/TiO_x :Nb/n ⁺⁺ -poly-Si wurde direkt durch hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM) unter Verwendung eines JEOL JEM-ARM200F beobachtet. Die Beschleunigungsspannung wurde auf 200 kV eingestellt. Das Tiefenprofil von P wurde durch Flugzeit-Sekundärionen-Massenspektroskopie (TOF-SIMS) und Sekundärionen-Massenspektroskopie (SIMS) analysiert. Das Sputtern wurde durch Bi ³⁺ . erreicht bei 30 kV in TOF-SIMS und durch Cs ⁺ bei 5 kV in SIMS. J -V Die Messung wurde unter der Beleuchtung des Sonnensimulators bei AM1.5G, 100 mW/cm ² . durchgeführt , und Raumtemperatur. Die externe Quanteneffizienz (EQE) wurde auch unter konstanter Photonenbestrahlung bei Raumtemperatur durchgeführt. Aus dem EQE und dem Reflexionsvermögen der Solarzelle wurde die interne Quanteneffizienz (IQE) mit der folgenden Gleichung berechnet.

$$ IQE\left(\lambda\right)=\frac{EQE\left(\lambda\right)}{1-R\left(\lambda\right)} $$ (1)

Die Schichtdicke wurde mit einem spektroskopischen Ellipsometer (J. A. Woollam Co., M-2000DI-Nug) charakterisiert.

Ergebnisse und Diskussion

Abbildung 2 a zeigt das HRTEM-Bild von Si-QDML/TiO_x :Nb/n ⁺⁺ -Poly-Si-Struktur. Beachten Sie, dass für diese Probe keine HF-Behandlung vor TiO_{x . durchgeführt wurde} :Nb-Abscheidung. Zwischen TiO_{x . ist eine hellere Schicht zu sehen} :Nb und n ⁺⁺ -Poly-Si, was darauf hinweist, dass die thermische Oxidschicht während des n ⁺⁺ . gebildet wurde -a-Si:H-Prozess. Abbildung 2 b zeigt das vergrößerte HRTEM-Querschnittsbild von Si-QDML. Der Einschub in Fig. 2b zeigt das Elektronenbeugungsmuster von Si-QDML. Es wurde bestätigt, dass die Mehrschichtstruktur erfolgreich hergestellt wurde. Die Streifen, die aus der kristallinen Phase des Si-QDs stammen, wurden nur in der Si-reichen Schicht gebildet. Aus dem Beugungsmuster wurde die Gitterkonstante von 5,40 berechnet, was in guter Übereinstimmung mit der kristallinen Si-Gitterkonstante von 5,43 ist. Die Größen der Si-QDs waren fast gleich der Dicke der Si-reichen Schicht (~ 5 nm), was darauf hindeutet, dass die Größenkontrolle erfolgreich erreicht wurde.

HRTEM-Querschnittsbilder von a Si-QDML/TiO_x :Nb/thermisches Oxid/n ⁺⁺ -Poly-Si-Struktur und b Si-QDML. Der Einschub in (b) ist das Elektronenbeugungsmuster

Abbildung 3 zeigt das P-Tiefenprofil des Si-QDML/TiO_x :Nb/thermisches Oxid/n ⁺⁺ -Poly-Si-Struktur mit (a) 2 nm dickem und (b) 10 nm dickem TiO_x :Anm. Die Si-QDML bestand aus 20   Zyklen einer 10 nm dicken Si-reichen Schicht und einer 1 nm dicken Sperrschicht. Die wellenförmigen periodischen Intensitäten im Si-QDML-Bereich werden durch den Matrixeffekt verursacht und repräsentieren die Mehrschichtstruktur. Da sich die Detektionsempfindlichkeit aufgrund der unterschiedlichen Ionisationsrate in Abhängigkeit von der vergrabenen Matrix ändert, werden bei den Multilayer-Strukturen Intensitätswellen beobachtet [29]. Die Intensität von P-Ionen zwischen Si-QDML und n ⁺⁺ -Poly-Si wurde in 2-nm-dickem TiO_{x . nicht verringert} :Nb-Probe, was anzeigt, dass die P-Diffusion aufgetreten ist. Im Gegensatz dazu ist für die Probe mit dem 10 nm dicken TiO_x :Nb wurde die Intensität der P-Ionen in der Si-QDML um eine Größenordnung im Vergleich zu der in n ⁺⁺ . unterdrückt -Poly-Si. Die Ergebnisse deuten darauf hin, dass das dickere TiO_x :Nb blockiert die Interdiffusion von P. Abbildung 4 zeigt das Tiefenprofil der P-Intensität und P-Konzentration auf (a) der Si-QDML/n ⁺⁺ -poly-Si und Si-QDML/TiO_x :Nb/n ⁺⁺ -Poly-Si-Struktur mit (b) 2 nm dickem und (c) 10 nm dickem TiO_x :Anm. In dieser Figur betrug die Si-QDML 30 Zyklen einer 5 nm dicken Si-reichen Schicht und einer 2 nm dicken Sperrschicht. Wir betonen, dass in diesen Proben eine HF-Behandlung vor dem TiO_{x . durchgeführt wurde} :Nb-Abscheidung, daher wurde das thermische Oxid entfernt. In (Fig. 4a) wurde keine Verringerung der P-Intensität in der Si-QDML-Region beobachtet. Die P-Intensität in Si-QDML war höher als in n ⁺⁺ -Poly Si in (Fig. 4a). Eine ähnliche Tendenz wurde in (Abb. 3a) beobachtet. Es ist möglich, dass die Defekte in Si-QDML als Getter-Sites für P fungierten [30]. Im Gegensatz dazu ist die Intensität von P in Si-QDML mit 2 und 10 nm dickem TiO_x :Nb-Schicht war 2 Größenordnungen kleiner als in n ⁺⁺ -poly-Si, wie Sie in Abb. 4 b und c sehen. Das 10 nm dicke TiO_x :Nb ohne die thermische Oxidschicht blockierte die P-Interdiffusion nicht vollständig. In (Abb. 4c) betrug die Konzentration der diffundierten P-Atome weniger als 3 × 10 ²⁰ cm ⁻³ und die Diffusionslänge betrug etwa 100 nm. Allerdings ohne TiO_x :Nb und thermischer Oxidzwischenschicht (Abb. 4a), die Konzentration der diffundierten P-Atome betrug etwa 5 × 10 ²¹ cm ⁻³ und die Diffusionslänge betrug mehr als 150 nm, was darauf hindeutet, dass das 10 nm dicke TiO_x :Nb beeinflusst den P-Blockierungseffekt, obwohl er nicht ausreichend war. Das P-Intensitätsprofil von 10 nm dickem TiO_x :Nb-Probe war fast identisch mit der der Proben mit 2 nm dickem TiO_x :Nb, was darauf hinweist, dass die thermische Oxidschicht auf n ⁺⁺ -poly-Si trägt auch zur P-Blockierung bei [31]. Da die P-Blockierung durch Einfügen von TiO_x :Nb-Schicht zwischen Si-QDML und n ⁺⁺ -poly-Si versuchten wir, das 10 nm dicke TiO_{x . aufzutragen} :Nb zu unserer Solarzellenstruktur.

Tiefenprofil von Phosphoratomen in Si-QDML/TiO_x :Nb/thermisches Oxid/n ⁺⁺ -Poly-Si-Struktur mit a 2-nm-dickes TiO_x :Nb und b 10 nm dickes TiO_x :Nb

Tiefenprofil von Phosphoratomen in a Si-QDML/n ⁺⁺ -poly-Si und Si-QDML/TiO_x :Nb/n ⁺⁺ -Poly-Si-Struktur mit b 2-nm-dickes TiO_x :Nb und c 10 nm dickes TiO_x :Nb

Abbildung 5 zeigt das J -V Eigenschaften der Si-QDML-Solarzellen (a) mit und (b) ohne die thermische Oxidzwischenschicht. Die J _SC , V _OK , FF und die Konversionseffizienz sind in Tabelle 1 zusammengefasst. Wir haben den Interdiffusionsprozess in unserer Solarzelle nicht verwendet. Daher können die Auswirkungen der Defekte, die durch die Dotierstoff-Interdiffusion gebildet werden, die eines der Probleme für die ehemalige Si-QD-Solarzellenstruktur sind, vernachlässigt werden. In (Fig. 5a) wurde die S-förmige Kurve im Durchlasszustand in der Probe mit dem thermischen Oxid beobachtet. Im Gegensatz dazu ist das J -V Kurve der Solarzelle ohne das thermische Oxid zeigte gleichrichtende Eigenschaften (siehe in Abb. 5b). In Anbetracht der Ergebnisse schlagen wir vor, dass die photogenerierten Ladungsträger durch die thermische Oxidschicht blockiert wurden, während photogenerierte Ladungsträger durch Entfernen der thermischen Oxidschicht effizient gesammelt wurden, was zu einer S-förmigen Diodenkurve führt. Die J _SC drastisch erhöht von 0,137 auf 1,89 mA/cm ² . Darüber hinaus wurde der Serienwiderstand unter der Beleuchtung von 11 kΩ∙cm ² . deutlich gesenkt bis 59 Ω∙cm ² nach HF-Behandlung. Andererseits ist die Abnahme von V _OK wurde für die Solarzelle mit der HF-Behandlung möglicherweise aufgrund der verstärkten P-Diffusion beobachtet, wie in den Fig. 1 und 2 gezeigt. 3 und 4. Im Fall von a-Si-Dünnschichtsolarzellen hat der pn-Übergang keinen ausreichenden photovoltaischen Effekt, da dotierte a-Si-Schichten eine hohe Defektdichte aufweisen und fotogenerierte Ladungsträger sofort an der pn-Grenzfläche rekombiniert wurden. Um einen solchen Leckstrom aufgrund von Rekombination an der pn-Grenzfläche zu vermeiden, wurde daher eine undotierte a-Si-Schicht eingefügt. Unsere Si-QDML-Solarzelle hat auch eine p-i-n-Struktur. Unbeabsichtigt wurde im Fall ohne thermische Oxidschicht undotiertes Si-QDML in P-dotiertes Si-QDML geändert. P-dotiertes Si-QDML sollte im Vergleich zu undotiertem Si-QDML eine größere Defektdichte aufweisen, da Si-QDML eine amorphe Phase enthält. Leckstrom an der p-a-Si:H/P-dotierten Si-QDML-Grenzfläche aufgrund von Trägerrekombination verschlechterte V _OK . Das 10 nm dicke TiO_x :Nb mit thermischer Oxidschicht unterdrückte erfolgreich die P-Diffusion, was zu einem hohen V . führte _OK von 502 mV. Andererseits nur 10 nm dickes TiO_x :Nb blockierte die P-Diffusion nicht vollständig, wie in (Abb. 4c) zu sehen ist. Daher V _OK eine Verschlechterung eingetreten ist. Zur weiteren Verbesserung der Solarzelleneigenschaften schlagen wir vor, dickeres TiO_{x . abzuscheiden} :Nb ist notwendig, um die Diffusion von P-Atomen in die Si-QDML zu verhindern. Wie oben erwähnt, beträgt die Gesamtdicke von TiO_x :Nb und thermische Oxidschicht beeinflusst die P-Diffusion. Aus diesen Ergebnissen ergibt sich dickeres TiO_x :Nb als 10 nm kann die Solarzelleneigenschaften verbessern. Abbildung 6 zeigt den IQE der Si-QD-Solarzelle ohne die thermische Oxidschicht. Das Reflexionsspektrum der Solarzelle wurde ebenfalls gezeigt. Es wird vermutet, dass die periodische Intensitätsänderung, die in der IQE beobachtet wird, der Einfluss von Interferenzen durch die Solarzellenstruktur aufgrund der Verwendung des flachen Substrats ist. Wir dachten, dass die Interferenz im Bereich der Dünnschichtsolarzellen auftrat, hauptsächlich die Reflexion von n ⁺⁺ -Poly-Si/Quarz-Substrat. Der Brechungsindex von Si ist mit etwa 3,4 ganz anders als der von Quarz mit 1,5 [32, 33]. Die Reflexionswellen wechselwirkten mit dem einfallenden Licht, daher wurde das periodische Reflexionsvermögen der Welle beobachtet. Ein ähnlicher Trend des Reflexionsspektrums mit mehreren hundert Nanometer dicken Siliziumdünnfilmen wurde berichtet [34, 35]. Wir schlagen vor, dass das texturierte Substrat eine solche Wechselwirkung verschwinden lässt. Unsere früheren Untersuchungen zeigten das IQE-Spektrum ohne jegliche Interferenz unter Verwendung des rauen Oberflächensubstrats [28]. Der Rand des IQE-Spektrums lag bei etwa 1000 nm (entspricht 1,24 eV), entsprechend dem PL-Peak (siehe unseren früheren Bericht in Lit. [21]). Die IQE-Kante stimmte nicht mit der Absorptionskante von allgemeinem Bulk-Silizium und amorphem Silizium überein, was darauf hindeutet, dass die Ladungsträgererzeugung in Silizium-Nanokristallen mit Quanteneinschlusseffekt stattfand.

J -V Eigenschaften der Solarzellenstruktur a mit thermischem Oxid und b ohne thermisches Oxid. 10 nm dickes TiO_x :Nb wurde in dieser Solarzelle abgeschieden

Interne Quanteneffizienz und Reflexion über der Wellenlänge für die hergestellte Solarzelle ohne thermische Oxidschicht. Der IQE und das Reflexionsvermögen wurden mit Rot bzw. Blau gezeichnet. Das TiO_x :Nb Schichtdicke war 10 nm

Schlussfolgerung

Wir haben das TiO_{x . übernommen} :Nb-Schicht als P-Sperrschicht auf einer Si-QD-Solarzelle. Die Abhängigkeit von TiO_x :Nb-Dicke und das Vorhandensein der thermischen Oxidschicht auf der n-Typ-Schicht wurden untersucht und die Solarzelleneigenschaften wurden charakterisiert. Die Diffusion von P-Atomen in Si-QDML wurde durch das 10 nm dicke TiO_{x . unterdrückt} :Nb und ultradünne thermische Oxidzwischenschicht. Die Konzentration diffundierter P-Atome in 10 nm dickem TiO_x :Nb ohne die thermische Oxidschicht betrug etwa 3 × 10 ²⁰ cm ⁻³ , was über eine Größenordnung weniger war als ohne TiO_x :Nb und thermische Oxidschicht. Außerdem nahm die Diffusionslänge von 150 auf 100 nm ab. Diese Abnahmen deuten darauf hin, dass das 10 nm dicke TiO_x :Nb beeinflusst den P-Blockierungseffekt, obwohl die P-Diffusion nicht vollständig blockiert wurde. Die Solarzelleneigenschaften mit 10 nm dickem TiO_x :Nb wurden gemessen. Die J -V Kurve der Solarzelle mit dem thermischen Oxid war S-förmig, während die ohne thermisches Oxid verbessert wurde, insbesondere J _SC (von 0,137 bis 1,89 mA/cm ² ). Die Ergebnisse zeigen, dass die thermische Oxidschicht verhindert, dass sich Elektronen in n ⁺⁺ . bewegen -Poly-Si, und die Ladungsträgersammlung wurde durch Entfernen der Ladungsträgerblockierenden thermischen Oxidschicht verbessert. Darüber hinaus wurde der IQE gemessen und der Rand des Spektrums betrug etwa 1000 nm, was darauf hindeutet, dass das erhaltene J _SC wurde von den Si-QDs abgeleitet.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Alle Daten, die die Schlussfolgerungen dieses Artikels unterstützen, sind im Artikel enthalten.

Abkürzungen

EQE:

Externe Quanteneffizienz

HRTEM:

Hochauflösendes Transmissionselektronenmikroskop

IQE:

Interne Quanteneffizienz

J _SC :

Kurzschlussstromdichte

J-V :

Stromdichte–Spannung

PECVD:

Plasmaunterstützte chemische Gasphasenabscheidung

SIMS:

Sekundärionen-Massenspektroskopie

Si-QD:

Silizium-Quantenpunkt

Si-QDML:

Silizium-Quantenpunkt-Mehrschichtstruktur

TiO_x :Hinweis:

Niob-dotiertes Titanoxid

TOF-SIMS:

Time-of-fright-Sekundärionen-Massenspektroskopie

V _OK :

Leerlaufspannung