Effekt nach dem Tempern auf die optischen und elektronischen Eigenschaften von thermisch aufgedampften MoOX-Dünnschichten als lochselektive Kontakte für p-Si-Solarzellen

Einführung

Übergangsmetalloxide besitzen ein breites Spektrum an Austrittsarbeiten, die von 3,5 eV für defektes ZrO₂ . reichen auf 7,0 eV für stöchiometrisches V₂ O₅ [1,2,3,4,5,6]. Darunter MoO_X ist aufgrund seiner hohen Transparenz, Ungiftigkeit und moderaten Verdampfungstemperatur eines der am gründlichsten untersuchten Materialien für Anwendungen in optoelektronischen Geräten [7,8,9]. MoO_X hat eine große Austrittsarbeit von  ~ 6,7 eV und wird häufig als Lochextraktionsschichten in photovoltaischen Geräten [12], Licht emittierenden Geräten [13], Sensoren [14, 15] und Speichern [16] verwendet. Für photoelektrische Geräte mit MoO_X Lochextraktionsschichten hängt die Geräteleistung stark von den optischen und elektronischen Eigenschaften des MoO_X . ab dünne Filme. Im Photovoltaikbereich MoO_X Dünnschichten wurden zunächst in organischen Geräten aufgebracht [17,18,19]. In den letzten Jahren wurde viel über die Anwendung von MoO_X . geforscht Filme zu kristallinem Silizium (c -Si) Solarzellen [9, 20, 21, 22]. Die Ionisierungsenergie von c -Si beträgt etwa 5,17 eV, was die untere Grenze für die Austrittsarbeit von lochselektiven Kontaktmaterialien ist [23]. Die hohe Austrittsarbeit von MoO_X führt zu einer großen Bandverbiegung am c -Si/MoO_X Schnittstelle und führen zur Ansammlung von Löchern in p -Typ Silizium (p -Si) oder die Verarmung von Elektronen in n -Typ Silizium (n -Si), wodurch der Lochtransport begünstigt wird [24]. Durch Ersetzen des p -Typ amorphe Siliziumschicht mit MoO_X Film in der klassischen Silizium-Heterojunction-Solarzelle, eine Leistungsumwandlungseffizienz (PCE ) von 23,5% erreicht [25]. Im Vergleich zu MoO_X Kontakte zu n -Typ-Wafer, die aus p . hergestellt werden -Typ-Wafer (ohne amorphe Si-Schicht) zeigen eine bessere Leistung in Bezug auf Oberflächenpassivierung und Kontaktwiderstand [24]. Die Machbarkeit von MoO_X Filme als lochselektive Kontakte auf p -Si-Solarzellen wurden in unserer früheren Arbeit [26] demonstriert, und es wurde ein Wirkungsgrad von 20,0 % basierend auf p . erreicht -Si/SiO_X /MoO_X /V₂ O_X /ITO/Ag Rückkontakt [27].

MoO_X (X ≤ 3) hat eine große Austrittsarbeit aufgrund des geschlossenen Schalencharakters in seiner elektronischen Volumenstruktur und der Dipole, die durch seine interne Schichtstruktur erzeugt werden [28]. Das Vorhandensein von Sauerstofffehlstellendefekten verringert die Austrittsarbeit von MoO_X [4] und ergibt ein n -artiges Material [29]. Numerische Simulationen zeigten, dass eine höhere Austrittsarbeit von MoO_X induzierte eine günstige Schottky-Barrierehöhe sowie eine Inversion am MoO_X /intrinsisches a-Si:H/n -Geben Sie c ein -Si (n -Si) Schnittstelle, die den Weg des geringsten Widerstands für Löcher stimuliert [30]. Daher ist die Abstimmung der elektronischen Struktur und Austrittsarbeit von MoO_X ist von großer Bedeutung für die Passivierung von Kontakten c -Si-Solarzellen.

MoO_X Filme können durch Atomlagenabscheidung [30,31,32,33,34], reaktives Sputtern [12], gepulste Laserabscheidung [35], thermisches Verdampfen [24, 36] und Schleuderbeschichtung [37] abgeschieden werden. In den meisten Solarzellenforschungen basierend auf Si/MoO_X Kontakt, MoO_X Filme werden durch thermisches Verdampfen bei Raumtemperatur hergestellt [8]. Da die Steuerbarkeit der Eigenschaften von MoO_X Filme durch thermisches Verdampfen begrenzt ist, wurden verschiedene Methoden der Nachbehandlung untersucht, um die Austrittsarbeit von thermisch verdampftem MoO_X . einzustellen . UV-Ozon-Exposition könnte die Austrittsarbeit von verdampftem MoO_X . erhöhen Filme auf Goldsubstraten von 5,7 eV bis 6,6 eV [8]. Irfanet al. durchgeführtes Luftglühen von MoO_X Filme auf Goldsubstraten bei 300 °C für 20 h und fanden heraus, dass das Langzeitglühen nicht dazu beiträgt, die Sauerstoffleerstellen aufgrund der Diffusion von Gold aus dem Substrat in Richtung des MoO_X . zu reduzieren Film [38]. Die Austrittsarbeit von MoO_X Filme auf p -Geben Sie c ein -Si (p -Si) nahm nach in situ . ab Vakuumglühen im Temperaturbereich von 300 bis 900 K [39].

In dieser Arbeit p -Si-Solarzellen mit MoO_X Passivierungskontakte auf den Rückseiten sind konfiguriert. Die optischen und elektronischen Eigenschaften sowie der Einfluss des nachgetemperten MoO_X Filme auf p -Si/MoO_X Solarzellen werden durch Experimente und Energiebandsimulationen systematisch untersucht. Es wird eine lineare Beziehung zwischen der Austrittsarbeit und dem O/Mo-Atomverhältnis gefunden. Interessant ist, dass die bei 100 °C getemperte Probe mit höherer Austrittsarbeit im Vergleich zur intrinsischen Probe trotz ihres dickeren SiO_X . einen geringeren Kontaktwiderstand aufweist Zwischenschicht. Laut der Energiebandsimulation ist die Variation von MoO_X 's Austrittsarbeit hat einen kleinen Einfluss auf die Bandverbiegung von p -Si, während die Bandverbiegung von MoO_X nimmt mit zunehmender Austrittsarbeit deutlich zu. Daher wird vorgeschlagen, dass höhere Austrittsarbeiten für einen effektiven Lochtransport von p . unerlässlich sind -Si zu MoO_X wobei die Grenzfläche SiO_X Schicht liegt in einem mittleren Dickenbereich. Unsere Ergebnisse liefern wertvolle Details zu den Schnittstelleneigenschaften des p -Si/MoO_X im Hinblick auf Hochleistungs-Heterojunction-Solarzellen mit oxidbasierten trägerselektiven Kontakten.

Methoden

Filmabscheidung, Nachglühprozess und Solarzellenherstellung

Solarzellen werden auf p . hergestellt -Typ < 100 > CZ-Wafer mit einem spezifischen Widerstand von ~ 2 ·cm und einer Waferdicke von 170 μm. Die Siliziumwafer werden durch eine gemischte Lösung aus NaOH und H₂ . vorgereinigt O₂ und dann mit NaOH-Lösung texturiert. Die Wafer werden dann mit entionisiertem Wasser (DI-Wasser) gewaschen, nachdem 1 Minute in verdünnte Flusssäure (HF) getaucht wurde. Stark dotiertes n ⁺ Vorderseite (N _D ≈ 4 × 10 ²¹ cm ⁻³ ) wird durch die Diffusion von Phosphor aus einem POCl₃ . erreicht Quelle in einem Quarzofen. Ein doppellagiges SiN_X Anschließend wird eine :H-Passivierungs- und Antireflexionsbeschichtung durch plasmaunterstützte chemische Gasphasenabscheidung (PECVD) abgeschieden. Die Silberpaste wird mit einem selektiven Emitter auf die Solarzellen siebgedruckt [40]. Anschließend wird ein Durchfeuerungsprozess bei 850 °C für ~ 1 min durchgeführt, wonach ohmsche Kontakte mit niedrigem spezifischen Widerstand resultieren [41]. Die Rückseite jeder Probe wird mit verdünnter HF gespült, bevor MoO_X Ablage. MoO_X Filme werden auf der Rückseite mit einer Abscheidungsrate von ~ 0,2 Å/s unter 8 × 10 ^–4 . thermisch aufgedampft Pa [26]. Nachglühen des bei Raumtemperatur abgeschiedenen MoO_X Filme werden in einem schnellen Thermoprozessor an Luft durchgeführt. Die eingestellte Temperatur wurde in 10 s erreicht und 5 min gehalten. MoO_X Filme mit unterschiedlichen Tempertemperaturen werden auf p . aufgebracht -Si-Solarzellen mit vollständig rückseitigem MoO_X /Ag-Kontakte.

Messungen

Die Transmissionsspektren des MoO_X Auf 1,2 mm dickem Quarzglas abgeschiedene Filme werden mit einem UV-Vis-Spektrometer mit Ulbrichtkugel gemessen. Oberflächenmorphologie und Rauheit der Filme werden mit einem Rasterkraftmikroskop (AFM) gemessen. Die optischen Eigenschaften des MoO_X Filme werden unter Verwendung spektroskopischer Ellipsometrie (J.A. Woollam Co., Inc., M2000U Ellipsometer) analysiert und die gemessenen Ergebnisse werden unter Verwendung des nativen Oxidmodells angepasst. Hochauflösende Röntgen-Photoelektronenspektroskopie (XPS) von Mo 3d und Si 2p wird mit monochromatischer Al Kα-Röntgenstrahlung mit einer Photonenenergie von 1486,7 eV gemessen. Die Spektren der ultravioletten Photoemissionsspektroskopie (UPS) werden unter Verwendung einer ungefilterten He I 21,22 eV-Anregung mit der Probe mit einer Vorspannung von – 10 eV aufgenommen. Vor der XPS- und UPS-Detektion wurden die Oberflächen der Proben mit Argonionen vorgereinigt.

Der Kontaktwiderstand bei p -Si/MoO_X Die Grenzfläche wird durch die Cox- und Stack-Methode [42] extrahiert, die eine Reihe von Widerstandsmessungen an einer Prüfstation mit Ag-Frontkontakten unterschiedlichen Durchmessers beinhaltet. Die Passivierungseigenschaften von MoO_X Filme mit unterschiedlichen Dicken werden aus Messungen der effektiven Lebensdauer mittels Quasi-Steady-State-Photo Conductance (QSSPC)-Methode bestimmt. Die Proben für den QSSPC-Test sind asymmetrisch, da die Vorderseiten strukturiert sind, n ⁺ dotiert und passiviert mittels eines doppellagigen SiN_X :H-Filme [43], während die Rückseiten mit dem MoO_X . bedeckt sind Filme [26]. Die Stromdichte-Spannungs-Charakteristik der Solarzellen (3,12 × 3.12 cm ² ) werden unter Standardbedingungen einer Sonne gemessen (100 mW·cm ⁻² , AM1.5G-Spektrum, 25 °C), da die Lichtstärke mit einer zertifizierten Fraunhofer CalLab-Referenzzelle kalibriert wird.

Simulationen

Numerische Simulation der Bandstruktur des p -Si/MoO_X Kontakte erfolgt mit AFORS-HET, das auf der Lösung der eindimensionalen Poisson- und zweier Trägerkontinuitätsgleichungen basiert [44]. Die Schlüsselparameter sind in Tabelle 1 aufgeführt. Die vordere und hintere Kontaktgrenze wird als Befestigungsarbeitsfunktion des Metalls am Flachband festgelegt. Die Schnittstelle zwischen p -Si und MoO_X wird als „thermionische Emission“ (eines der numerischen Modelle) eingestellt. Tunneleigenschaften von dünnem SiO₂ Film werden im Allgemeinen durch Ändern der Grenzflächenparameter unter dem Modell der „thermionischen Emission“ nur für Metall/Halbleiter-Schottky-Kontakte eingestellt. Daher ist das tatsächlich vorhandene Tunnel-SiO_X am Si/MoO_X Schnittstelle entfällt. Für p -Si, elektroneutrale Defekte bei der zentralen Energie mit der gesamten Fallendichte wird als 1 × 10 ¹⁴ . festgelegt cm ⁻³ . Für MoO_X , Leitungsschwanzdefekte vom Donortyp mit einer Gesamtkonzentration von 1 × 10 ¹⁴ cm ⁻³ .

Ergebnisse und Diskussion

Abbildung 1a zeigt die Fotos des 10 nm dicken MoO_X . Filme auf Quarzglas, 5 min an Luft getempert bei verschiedenen Temperaturen (100 °C, 200 °C und 300 °C). Alle Proben sind optisch farblos und transparent. Aus den entsprechenden optischen Transmissionsspektren in Abb. 1b kann man sehen, dass das Transmissionsspektrum des bei 100 °C getemperten MoO_X Film überlappt sich fast mit dem des ungetemperten Films. Höhere Tempertemperaturen führen zu einer geringeren Transmission im Bereich von 600–1100 nm, was der durch Sauerstoffleerstellen induzierten freien Trägerabsorption zugeschrieben werden könnte [46]. Dickeres MoO_X Filme (20 nm) werden auf polierten Si-Wafern abgeschieden, um den Brechungsindex n . zu messen und Extinktionskoeffizient k genauer. Der Brechungsindex in Abb. 1c liegt im Bereich von 1,8–2,5, was mit anderen Studien übereinstimmt [31, 32]. Die n Kurven sowie die k Kurven (Abb. 1d) weisen einen kleinen Unterschied zwischen den vier Stichproben auf. Die n bei 633 nm der 20 nm dicken Filme nimmt leicht ab, was in Tabelle 2 zusammengefasst ist.

a Fotos und b Transmissionsspektren des 10 nm dicken MoO_X Filme auf Quarzglas, die 5 Minuten lang bei verschiedenen Temperaturen an der Luft geglüht wurden. c Brechungsindizes n und d Extinktionskoeffizient k Kurven des 20 nm dicken MoO_X Filme auf polierten Siliziumwafern

Die Oberflächenmorphologien werden dann durch AFM charakterisiert, wie in Zusatzdatei 1:Abbildung S1 gezeigt. Der entsprechende quadratische Mittelwert (RMS)-Rauheit ist in Tabelle 2 aufgeführt. Das abgeschiedene, 10 nm dicke MoO_X dünner Film (Zusatzdatei 1:Abbildung S1a) hat eine RMS-Rauheit von 4,116 nm, was der wellenförmigen Oberflächenmorphologie entspricht. Mit steigender Glühtemperatur (Zusatzdatei 1:Abbildung S1b–d) wird die Oberflächenwellung des MoO_X Film wird größer, während die gekennzeichneten Strukturen kleiner und viel dichter werden, wahrscheinlich aufgrund des Entnetzungsprozesses [47]. Nach dem Tempern bei 300 °C erreicht die RMS-Rauheit 12.913 nm. Die 20 nm dicken Filme sind mit einem RMS von etwa 1 nm weniger rau (Tabelle 2). Der Entnetzungsprozess wird auch unterdrückt, wie die RMS-Messungen als Funktion der Glühbehandlungen zeigen. Die obige Morphologieentwicklung spiegelt die Veränderungen des Oxidfilms auf der Ebene der Vorrichtung nicht vollständig wider, wo das MoO_X Filme werden auf Si abgeschieden und mit Ag-Elektroden bedeckt, aber die Morphologieentwicklung kann uns die intrinsischen Eigenschaften von MoO_X . geben auf SiO₂ Oberfläche.

MoO_X hat eine natürliche Neigung zur Bildung von Sauerstoffleerstellendefekten [48], die sich auf die Molekülstruktur auswirken können. Um solche leerstellenbedingten molekularen Strukturvariationen zu identifizieren, werden Raman-Spektroskopie-Messungen an MoO_X . durchgeführt (20 nm)/Si(< 100 >). Es gibt keine charakteristischen Peaks von MoO_X in den Raman-Spektren unter grünem Licht (532 nm) Anregung (Zusatzdatei 1:Abbildung S2), die unabhängig von der thermischen Behandlung ist. Wenn die Anregung auf ultraviolettes Licht von 325 nm geändert wird, charakteristische Banden von MoO_X erscheinen, die sich im Allgemeinen bei 600–1000 cm ⁻¹ . befinden (Abb. 2). Der scharfe Peak von 515 cm ⁻¹ in allen Proben entspricht Si-Si-Bindung. Für das intrinsische und bei 100 °C getemperte MoO_X Filme, Raman-Banden sind bei 695, 850 und 965 cm ⁻¹ . vorhanden , die aus [Mo₇ . stammen O₂₄ ] ⁶⁻ , [Mo₈ O₂₆ ] ⁴⁻ Anionen und (O =)₂ Mo(–O–Si)₂ Dioxo-Spezies bzw. [49]. Wenn die Folie bei 200 °C getempert wird, beträgt die 965 cm ⁻¹ Band verschiebt sich auf 970 cm ⁻¹ , die Mo(=  ¹⁶ . zugewiesen ist O)₂ Dioxo-Spezies [50]. Das Raman-Spektrum des bei 300 °C getemperten MoO_X Film zeigt Bänder bei 695, 810 und 980 cm ⁻¹ . Die Bande bei 810 cm ⁻¹ aus einer Si-O-Si-Bindung stammt, während die (O =)₂ Mo(–O–Si)₂ trägt die Bande bei 980 cm ⁻¹ . bei . Die Ergebnisse zeigen, dass das Glühen bei verschiedenen Temperaturen die chemische Zusammensetzung von MoO_X . beeinflusst Film, der den Unterschied der Sauerstoffleerstellenkonzentration jeder Probe anzeigen kann.

Die UV-Raman-Spektren (325 nm) von nachgetempertem, 20 nm dickem MoO_X Filme auf polierten Siliziumwafern

XPS wird auf MoO_X . durchgeführt Filme (10 nm), um den relativen Gehalt jeder Oxidationsstufe und die Atomverhältnisse von Sauerstoff zu Molybdän (O/Mo) zu quantifizieren. Nach Shirley-Hintergrundsubtraktion und Anpassung durch Gauß-Lorentz-Kurven wird eine Multi-Peak-Entfaltung der XPS-Spektren durchgeführt. Das Mo 3d-Kernniveau wird in zwei Dublett-Peaks mit einer Dublett-Spin-Bahn-Aufspaltung zerlegt Δ _SEIN 3,1 eV und ein Peakflächenverhältnis von 3:2 [11]. Wie in Abb. 3 gezeigt, ist der Peak von Mo ⁶⁺ 3d_5/2 Kernebene zentriert bei  ~ 233,3 eV Bindungsenergie. Für alle Proben ein zweites Dublett bei  ~ 232,0 eV, das als Mo ⁵⁺ . bezeichnet wird , ist erforderlich, um eine gute Anpassung an die experimentellen Daten zu erhalten [8]. Das O/Mo-Verhältnis wird nach folgender Formel berechnet [51]:

wo ich (Mo ^{n +} ) sind die einzelnen Komponentenintensitäten aus den Mo 3d-Spektren. n bezieht sich auf den Valenzzustand des Mo-Ions, d. h. 5 für Mo ⁵⁺ und 6 für Mo ⁶⁺ . Der Faktor 1/2 ist darauf zurückzuführen, dass jedes Sauerstoffatom von zwei Molybdänatomen geteilt wird.

Die O/Mo-Verhältnisse aller Proben, wie in Tabelle 3 aufgeführt, liegen unter 3. Sauerstoffverlust und Oxidationszustandsübergänge wurden während der Abscheidung von Übergangsmetalloxiden berichtet [1]. Da die XPS-Messungen ex-situ erfolgen, ist die Exposition der Luft gegenüber dem thermisch verdampften MoO₃ Filme bei Raumtemperatur könnten auch die Sauerstoffleerstellen erhöhen [18, 52]. Das O/Mo-Verhältnis des ungetemperten MoO_X Film beträgt 2,958, während das Nachglühen bei 100 °C den Wert auf 2,964 erhöht. Höhere Glühtemperaturen verringern dann das O/Mo-Verhältnis allmählich. Das höchste O/Mo-Verhältnis der bei 100 °C getemperten Probe könnte durch den thermisch aktivierten Sauerstoff erklärt werden, der aus der Luft in das MoO_X . injiziert wird Film [38]. Zusätzliche Datei 1:Abbildung S3 vergleicht die Si 2p XPS-Spektren des 10 nm dicken getemperten MoO_X Filme. Das Si 2p XPS-Spektrum der ungetemperten Probe zeigt zwei Peaks von Siliziumelementen und Si ⁴⁺ Gipfel. Ein Si ²⁺ Peak erscheint beim Tempern bei 100 °C. Beim Tempern bei 200 und 300 °C Peaks von Si ⁴⁺ , Si ³⁺ und Si ²⁺ gleichzeitig existieren. Außerdem ist das berechnete X in SiO_X für die vier Stichproben sind 2, 1,715, 1,672 bzw. 1,815. Die Sauerstoffatome in SiO_X sind von MoO_X; daher hängt das O/Mo-Verhältnis von der Balance zwischen Sauerstoff aufnehmendem SiOx und Sauerstoff injizierender Luft ab. Übrigens, wenn die Glühtemperatur höher wird, wird das Signal des Si-Elements schwächer, was auf dickeres SiO_X . hinweist Zwischenschichten [26].

Mo 3d-Kern-XPS-Spektren des 10 nm dicken MoO_X Filme auf Siliziumwafern a ohne Nachglühen, mit Nachglühen bei b 100 °C, c 200 °C und d 300 °C

Die Verringerung des Kationen-Oxidationszustands eines Oxids neigt dazu, seine Austrittsarbeit zu verringern [1]. UPS wird verwendet, um die Austrittsarbeit von MoO_X . zu berechnen Folien als Funktion der thermischen Behandlung. Abbildung 4a zeigt den Sekundärelektronen-Cutoff-Bereich der UPS-Spektren, aus dem eine geringfügige Schwingung der Austrittsarbeit ersichtlich ist. Aus Abb. 4b können wir sehen, dass nach dem Luftnachglühen die Defektpeaks im Valenzbandbereich [37] schwächer werden. Tabelle 3 listet das O/Mo-Verhältnis, das aus der XPS-Anpassung bewertet wurde, und die entsprechende Austrittsarbeit, die aus dem UPS-Sekundärelektronen-Cutoff bewertet wurde, für Proben auf polierten Siliziumwafern auf. Die Ergebnisse der Austrittsarbeit und der Stöchiometrie von MoO_X sind auch in Fig. 4c dargestellt, wo eine starke positive Korrelation offenbart ist. Eine Erhöhung des O/Mo-Verhältnisses von 2,942 auf 2,964 führt zu einer Erhöhung der Austrittsarbeit um etwa 0,06 eV.

a Der Sekundärelektronen-Cutoff-Bereich und b Valenzband aus den UPS-Spektren des nachgetemperten MoO_X Filme auf Siliziumwafern. c Austrittsarbeit gegen die Stöchiometrie (O/Mo-Verhältnis)

Vor dem Auftragen des MoO_X Filme als passivierende Kontakte auf p -Si-Wafer, eindimensionale Energiebandsimulationen werden mit AFORS-HET [44] durchgeführt, um ein klares Bild des p . zu erhalten -Si/MoO_X Heterokontakte. Die Dicken von p -Si und MoO_X Film sind auf 1 μm bzw. 10 nm eingestellt. Die Akzeptorkonzentration von p -Si ist 1 × 10 ¹⁶ cm ⁻³ , was zu einer Austrittsarbeit von 4,97 eV führt. Da MoO_X ist ein n -Material [53] wird die Konzentrationsvariation der Sauerstoffleerstellen simuliert, indem die Donorkonzentration im Bereich von 1 × 10 ¹⁶ . geändert wird cm ⁻³ bis 1 × 10 ²⁰ cm ⁻³ . Abbildung 5a zeigt, dass die Austrittsarbeit und die Donorkonzentration von MoO_X sind exponentiell korreliert. Abbildung 5c, d zeigt die simulierte Bandenstruktur als Donorkonzentration (N _D ) von MoO_X ist 1 × 10 ¹⁶ und 1 × 10 ²⁰ cm ⁻³ , bzw. Beide Bands von p -Si und MoO_X werden aufgrund der Austrittsarbeitsdifferenz und des Fermi-Energiegleichgewichts gebogen. Eine effiziente Trägerextraktion erfordert, dass photogenerierte Löcher im Valenzband von p -Si rekombiniert mit Elektronen im MoO_X Leitungsband, die von der benachbarten Metallelektrode injiziert werden [7, 54]. Die Bandbiegung in p -Si, MoO_X und die gesamte Bandbiegung sind in Fig. 5b gezeigt. Als Austrittsarbeit von MoO_X (WF _MO ) Änderungen, es gibt keine offensichtliche Änderung in der Bandfunktion von p -Si. Im Gegensatz dazu ist die Bandverbiegung in MoO_X , das ein günstiges eingebautes elektrisches Feld für die Elektroneninjektion darstellt, nimmt mit zunehmender Austrittsarbeit zu. Wir können daraus schließen, dass der Anstieg des MoO_X Arbeitsfunktion erhöht die Gesamtbandbeugung von p -Si/MoO_X Kontakt, der größtenteils im MoO_X . liegt Teil. Daher ist eine hohe Austrittsarbeit von MoO_X ist unter dem Aspekt der Elektroneninjektion am p . erwünscht -Si/MoO_X Schnittstelle.

Simulierte Energiebandergebnisse des p -Si/MoO_X Kontakt. a Die Beziehung zwischen der Austrittsarbeit und N _D von MoO_X (N _D-MO ). b Die p -Si, MoO_X und die Gesamtbandbiegung für p -Si/MoO_X Kontakt. Die Akzeptorkonzentration von p -Si ist 1 × 10 ¹⁶ cm ⁻³ . Simulierte Banddiagramme von p -Si/MoO_X Kontakt als N _D-MO ist c 1 × 10 ¹⁶ cm ⁻³ und d 1 × 10 ²⁰ cm ⁻³ , bzw.

Abbildung 6 zeigt das dunkle I–V Eigenschaften des p -Si/MoO_X Kontakte nach der Cox- und Strack-Methode (siehe Zusätzliche Datei 1:Abbildung S4 für die schematische Darstellung) [42]. Die Steigung des I–V die Kurve nimmt mit der Zunahme des Durchmessers der Punktelektrode zu. Das I-V Kurven der ungetemperten und 100 °C-getemperten Proben sind linear, wobei der spezifische Kontaktwiderstand (ρ _c ) angepasst als 0,32 und 0,24 Ω‧cm ² , bzw. Obwohl das Tempern bei 100 °C das SiO_X Schicht am p -Si/MoO_X Schnittstelle dicker, die WF _MO ist höher als die des ungetemperten MoO_X Film, so zeigt die entsprechende Probe die besten Lochtransporteigenschaften. Das I-V Kurven der bei 200 und 300 °C getemperten Proben werden bei kleinen Punktdurchmessern nichtlinear und können nicht als ohmscher Kontakt betrachtet werden. Im Vergleich zu den bei 100 °C geglühten Proben weisen Proben, die bei höheren Glühtemperaturen geglüht wurden, niedrigere Ströme auf. Als kleiner Abfall der Austrittsarbeit wäre der Hauptgrund, dass eine höhere Glühtemperatur dickeres SiO_X . verursacht Schicht am p -Si/MoO_X Schnittstelle, wodurch es für Ladungsträger schwieriger wird, durch die Oxidbarriere zu tunneln.

Kontaktwiderstandsmessungen des 10 nm dicken MoO_X Filme auf polierten Siliziumwafern a ohne Nachglühen, mit Nachglühen bei b 100 °C, c 200 °C und d 300 °C

Die Passivierungseigenschaften des MoO_X (10 nm)/p -Si-Heteroübergänge in Abhängigkeit von der thermischen Behandlung werden durch die effektive Lebensdauer der Minoritätsträger charakterisiert (τ _eff ). Das spritzmengenabhängige τ _eff s wird in Zusatzdatei 1 gezeigt:Abbildung S5, wo das τ _eff s bei einer Injektionshöhe von 1 × 10 ¹⁵ cm ⁻³ sind in Tabelle 3 aufgeführt. Das ungetemperte MoO_X Film zeigt die beste Passivierungsfähigkeit. Höhere Behandlungstemperatur führt zu niedrigerem τ _eff , das kombinierte Ergebnis der chemischen Passivierung der Grenzfläche SiO_X und die Feldeffektpassivierung von MoO_X , als größeres X in SiO_X bedeutet weniger baumelnde Bindungen von Silizium und größeres X in MoO_X bedeutet eine größere eingebaute elektrische Feldstärke.

Das MoO_X Filme werden dann in die p übernommen -Si/MoO_X (10 nm)/Ag-Konfiguration (Abb. 7a) zur Untersuchung des Einflusses von MoO_X die elektronischen Eigenschaften von auf die Geräteleistung. Die Lichtstromdichte in Abhängigkeit von der Spannung (J–V ) Kurven sind in Abb. 7b dargestellt. Der durchschnittliche J–V Charakteristiken sind in Abb. 7c–f dargestellt. Das untere V _OK s nach dem Glühen entsprechen dem unteren τ _eff . Alle Zellen, außer denen mit MoO_X bei 300 °C geglüht, ähnliches J teilen _SC (~ 38,8 mA/cm ² ), was den kleinen Unterschied im optischen Index von MoO_X . bedeutet und Variation der Dicke der Grenzfläche SiO_X einen geringen Einfluss auf die effektive optische Absorption von Bulk-Silizium im langen Wellenlängenbereich haben. Das beste PCE von Solarzellen mit ungetempertem MoO_X Filme beträgt 18,99%, was unserem vorherigen Bericht [26] ähnlich ist. Ein PCE von 19,19 % wird erreicht, wenn 100 °C Glühen angewendet wird. Der PCE Verbesserung kommt hauptsächlich vom erhöhten Füllfaktor (FF ) mit reduziertem Serienwiderstand, was mit dem niedrigen Kontaktwiderstand in Abb. 6b übereinstimmt. Ineffizienter Transport von Löchern führt zu einer Verringerung von FF , die auf den Geräten mit 300 °C Glühen auffällig ist. Höhere Tempertemperaturen führen zu PCE s Tropfen, der von reduziertem V . stammt _OK (verminderte Feldeffektpassivierung von MoO_X ) und FF (dickeres SiO_X Zwischenschicht verringert die Wahrscheinlichkeit des Trägertunnelns). Als MoO_X dünne Filme mit Ag-Elektroden bedeckt sind, könnte die Leistungsverschlechterung hauptsächlich auf die hochtemperaturinduzierte Elementardiffusion am MoO_X . zurückzuführen sein /Ag-Schnittstelle, wie im vorherigen Bericht gezeigt [26]. Die Diffusion von Ag-Atomen in MoO_X verringert MoO_X 's Austrittsarbeit, da sich die Fermi-Niveaus im Gleichgewicht durch den Elektronentransfer von Metallen auf MoO_X . ausrichten [19, 55, 56].

a Querschnittsschema, b J–V Kurven und c–f Durchschnitt J–V Parameter des p -Si/MoO_X /Ag-Solarzellen mit MoO_X bei unterschiedlichen Temperaturen geglühte Folien

Insgesamt ist die Leistung des p -Si/MoO_X Heterojunction-Solarzelle wird durch die Passivierungsqualität, Austrittsarbeit und Band-zu-Band-Tunneling-Eigenschaften [34] des lochselektiven MoO_X . beeinflusst Film. Die Passivierungsleistung der vorliegenden Struktur ist immer noch schlecht, was zu einem relativ niedrigeren V . führt _OK . Daher wird die effiziente Oberflächenpassivierung ein Forschungsschwerpunkt für nichtdotierte trägerselektive Kontakte sein.

Schlussfolgerungen

Zusammenfassend ist MoO_X Filme mit unterschiedlichen Sauerstoffleerstellenkonzentrationen wurden durch Nachtempern bei unterschiedlichen Temperaturen erhalten. Das O/Mo-Atomverhältnis von MoO_X Filme ist linear mit ihrer Austrittsarbeit verbunden. Verglichen mit dem intrinsischen MoO_X Film, der bei 100 °C getempert wurde, erhielt weniger Sauerstoffleerstellen und eine höhere Austrittsarbeit. Die Energiebandsimulation zeigt, dass die Bandverbiegung von p -Si im p -Si/MoO_X Kontakt ist grundsätzlich gleich, wenn die Austrittsarbeit von MoO_X variiert von 6,20 eV bis 6,44 eV. Trotzdem führt eine größere Austrittsarbeit zu einer erhöhten Bandverbiegung in MoO_X Film. Experimentelle Ergebnisse zeigen, dass die moderat verbesserte Austrittsarbeit von MoO_X geglüht bei 100 °C ist für die Lochselektivität günstig. Die dazugehörige Solarzelle mit optimierter Vollrückseite p -Si/MoO_X /Ag-Kontakt erreichte einen PCE von 19,19 %.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die in der aktuellen Studie verwendeten und analysierten Datensätze sind auf begründete Anfrage beim entsprechenden Autor erhältlich.

Abkürzungen

c -Si:

Kristallines Silizium

p -Si:

p -Typ kristallines Silizium

n -Si:

n -Geben Sie c . ein -Si

PCE:

Leistungsumwandlungseffizienz

AFM:

Rasterkraftmikroskop

XPS:

Röntgenphotoelektronenspektroskopie

USV:

UV-Photoemissionsspektroskopie

QSSPC:

Quasi-Steady-State-Fotoleitfähigkeit

RMS:

Quadratischer Mittelwert

WF:

Arbeitsfunktion

FF:

Füllfaktor