Hocheffizienter passiver Emitter und rückseitige Zellen auf invertierter Pyramide aus Silizium

Einführung

Die Verbesserung der Effizienz ist das ewige Thema der Solarzellenindustrie, die sich hauptsächlich auf zwei Aspekte konzentriert:die optische Leistung und die elektrische Leistung. Die Fronttexturierungstechnik ist von Bedeutung, um die optische Leistung des Geräts zu verbessern. Die umgekehrte Pyramide (IP) als attraktive lichteinfangende Struktur hat aufgrund ihres überlegenen Antireflexionseffekts und ihrer strukturellen Eigenschaften große Aufmerksamkeit auf sich gezogen [1,2,3,4,5,6,7]. Genauer gesagt durchläuft das einfallende kurzwellige Licht in Silizium (Si) IP dreifache oder mehr Bounces, bevor es wegreflektiert wird, und besitzt einen oder mehrere Bounces als in traditionellen aufrechten Pyramiden [7,8,9]. In der Zwischenzeit vermeidet dieses Si mit umgekehrter Pyramidenstruktur schwere Rekombinationsverluste, denen das nanostrukturierte schwarze Si [10,11,12,13,14,15,16] aufgrund seiner großen und offenen Strukturcharakteristik ausgesetzt ist.

Durch die Verwendung der lithografischen umgekehrten Pyramidentexturen auf der Vorderseite und SiO₂ Passivierung der Rückseite hat die Gruppe um Green [17] erfolgreich einen passivierten Emitter mit 25,0 % Wirkungsgrad und eine hintere lokal diffundierte Solarzelle (PERL) mit einer Fläche von 4 cm ² . hergestellt . Die Lithographietechnik ist jedoch wegen ihrer Kosten, ihrer geringen Produktionskapazität und ihrer Inkompatibilität nicht für die Massenproduktion geeignet. In letzter Zeit wenden sich viele Forschungsinteressen den großflächigen invertierten Pyramiden des metallunterstützten chemischen Ätzens (MACE) zu, da die MACE-Technik einfach, kostengünstig, großflächig und mit der aktuellen Produktionslinie kompatibel ist [14, 18, 19, 20,21]. Jiang et al. [7] berichteten über eine Nanostruktur mit invertierten Pyramiden, die durch den MACE-Prozess hergestellt wurde, gefolgt von einer Lösungsbehandlung zum Wiederaufbau der Nanostruktur und die Umwandlungseffizienz von IPs-basierten multikristallinen Silizium (mc-Si)-Solarzellen in einer großen Größe von 156 × 156 mm ² Wafer erreichten bis zu 18,62 %. Durch die Verwendung von Cu-Nanopartikeln, um das chemische Ätzen von Si zu katalysieren, haben Yang et al. [8] haben großflächige IP-strukturierte Si-Solarzellen mit 18,87 % Effizienz erreicht. Zhanget al. [9] haben eine sc-Si-Solarzelle mit IP-Mikrostruktur durch modulierte alkalische Texturierung in Kombination mit einem optimierten MACE-Verfahren hergestellt und ein 20,19 % effizientes 1-μm-großes IP-texturiertes Bauelement mit einer großen Fläche erreicht. Bisher sind die Leistungen von Si-IP-Solarzellen mit einer großen Fläche noch nicht zufriedenstellend, da sie unter der großflächigen Gleichförmigkeit der IP-Morphologie, der Kontrolle der IP-Merkmalsgröße und der Passivierung der Vorrichtung leiden. Als Ergebnis wird erwartet, dass die front-optimierten Si-IP-Texturen zusammen mit der rückseitigen Passivierung die Zellenleistung weiter verbessern.

In diesem Artikel haben wir erfolgreich Si IP-basierte passivierte Emitter- und Rückzellen (PERC) mit einem Wirkungsgrad von 21,4% mit einer Standard-Solarwafergröße von 156 × 156 mm ² . hergestellt durch Kombination der frontoptimierten MACE IP-Texturen mit dem simultanen Stack SiO₂ /SiN_x Passivierung für das Si IP-basierte n ⁺ Emitter und Stack Al₂ O₃ /SiN_x Passivierung für die Rückseite. Der Schlüssel zu hoher Performance liegt in der optischen Überlegenheit der IP-Texturen und den reduzierten elektrischen Verlusten durch die gleichzeitige Passivierung von Si IP-basiertem n ⁺ Emitter und Rückseite. Diese neuartige Si-IP-basierte PERC-Bauelementstruktur und -technik zeigt ein großes Potenzial in der Massenproduktion von hocheffizienten siliziumbasierten Solarzellen.

Methoden

Die Gerätestruktur des Si IP-basierten PERC ist wie folgt aufgebaut:(i) Der Si IP-basierte PERC n ⁺ Emitter wird durch Stapel SiO₂ . passiviert /SiN_x (PECVD)-Schichten wie in Fig. 1a gezeigt. Die Si-IP-Strukturen haben aufgrund der mehr Möglichkeiten von drei oder mehr Bounces einen guten Kurzwellen-Antireflexionseffekt; währenddessen der Stapel SiO₂ /SiN_x Schicht bietet eine weiter reduzierte Reflexion und einen hervorragenden Passivierungseffekt für die Si-IPs n ⁺ Sender. (ii) Der Rückreflektor besteht aus dem Stapel Al₂ O₃ (ALD)/SiN_x (PECVD)-Schichten und siebgedrucktes Al, wie in Fig. 1a gezeigt. Stapeldielektrikumsschichten wurden entwickelt, um die optischen Eigenschaften langer Wellenlängen zu optimieren, indem die innere Rückreflexion erhöht wird, während ein guter elektrischer Passivierungseffekt aufrechterhalten wird, der der Feldeffektpassivierung der festen negativen Ladungen in Al₂ O₃ Schicht und die chemische Passivierung von Wasserstoffatomen in SiN_x Film. Kurz gesagt, bei diesem Design werden sowohl optische als auch elektrische Eigenschaften gleichzeitig berücksichtigt, um eine hohe Leistung von Si IP-basiertem PERC zu gewährleisten.

Design und Prozess des Si IP-basierten PERC. a Dreidimensionales Diagramm von Si IP-basiertem PERC. b Prozessablauf des Si IP-basierten PERC

Als Substrate wurden kommerzielle 180 µm dicke 156 mm × 156 mm (100)-orientierte kristalline Silizium (c-Si), Bor-dotierte (1–3 ·cm) Wafer vom p-Typ verwendet. Nach dem Standardreinigungsverfahren wurden auf der Oberfläche von Si-Wafern wie folgt invertierte Pyramidentexturen hergestellt:(1) Die gereinigten Si-Wafer wurden in die gemischten Lösungen von AgNO₃ . eingetaucht (0,0001 M)/HF (4 M)/H₂ O₂ (1 M) für 300 s, was zu porösem Si führt. (2) Si-Wafer mit porösem Si wurden in einem NH₄ . geätzt OH:H₂ O₂ :H₂ O =1:1:6 (Volumen) Lösungen für 200 µs, um die restlichen Ag-Nanopartikel zu entfernen. (3) Die Wafer mit porösem Si wurden in einem HNO₃ . modifiziert :H₂ O:HF =4:2:1 (Volumen) Lösung zur Herstellung von Nanolöchern. (4) Invertierte Pyramidentexturen wurden auf der Oberfläche des Si-Wafers durch anisotropes Ätzen von 60 °C-NaOH-Lösungen für 30, 60 bzw. 90 s hergestellt.

POCl₃ diffundiert 40 min bei 800 °C im Quarzrohrofen und dann n ⁺ Emitter bildet sich auf der Vorderseite des Wafers (M5111-4WL/UM, CETC 48th Research Institute). Der Schichtwiderstand von Si IP-basiertem n ⁺ Emitter ist 105-110 Ω·sq ⁻¹ . Der selektive Emitter wurde auf der Vorderseite des Wafers durch Laserdotierung (DR-SE-DY70, DR Laser) hergestellt. Nachdem die Rückseite poliert wurde, SiO₂ Passivierungsfilme wurden durch thermische Oxidation auf der Vorderseite von Siliziumwafern hergestellt. Die Al₂ O₃ Passivierungsschichten wurden auf der Rückseite des Wafers durch ALD (PEALD-156, HUGUANG Scientific Instruments of Beijing) für 30 min bei 150°C abgeschieden. Das PECVD-SiN_x Schichten wurden durch die Reaktion von NH₄ . gebildet /SiH₄ (SC-TD-450C). Anschließend wurden die Passivierungsschichten des hinteren Stapels von Si-IP-basierten Wafern lokal mit einem Laser mit einer Wellenlänge von 532 nm und einer Pulslänge von 10 ps (DR-AL-Y60, DR Laser) abgetragen, um die Breite von 50 μm und Lokale Leitungsöffnungen mit 1 mm Rastermaß. Schließlich wurde der Si IP-basierte PERC dem kommerziellen Siebdruck (PV1200, DEK) und Co-Firing-Prozess (CF-Serie, Versand) unterzogen, um gut ohmsche Kontakte und lokale BSFs zu bilden.

Die Morphologien und Strukturen der Proben wurden mit einem Rasterelektronenmikroskop JEOL JSM-6390LA charakterisiert. Die Lebensdauer der Minoritätsträger wurde unter Verwendung eines Sinton WCT-120 gemessen. Die Absorptionsspektren wurden mit FTIR (Tensor 27, BRUKER) bestimmt. Die C-V-Kurve wird mit einem Impedanzanalysator (E4900A, KEYSIGHT) gemessen. Die Photolumineszenz- und Elektrolumineszenz-Fotos wurden mit einem PL/EL-Imaging-Analysesystem (LIS-R2, BTimaging) aufgenommen. Die Reflexionsspektren sowie die IQEs und EQEs wurden auf der Plattform der Quanteneffizienzmessung (QEX10, PV Measurements) gemessen. Die elektrischen Parameter der Solarzellen wurden durch Strom-Spannungs-(I–V)-Messung unter der Beleuchtung von AM1.5 (Crown Tech IVTest Station 2000) untersucht. Die Zelleffizienz wurde mit einem BERGER Lichttechnik Single Cell Tester gemessen.

Ergebnisse und Diskussion

Abbildung 2a–e zeigt die REM-Aufnahmen von oben der verschiedenen Prozessschritte für die Siliziumoberflächentexturierung. Abbildung 2a zeigt das 50–80 nm poröse Si auf der Oberfläche eines Si-Wafers, der mit der MACE-Methode in den gemischten Lösungen von AgNO₃ . geätzt wurde /HF/H₂ O₂ . Anschließend wird das poröse Si durch isotropes Ätzen in den gemischten wässrigen Lösungen, die HF/HNO₃ . enthalten, modifiziert und wird zu Nanolochstrukturen mit einem Durchmesser von 800 nm, wie in Fig. 2b gezeigt. Schließlich werden die Mikrometer-invertierten Pyramiden (IPs) mit unterschiedlichen Größen (Abb. 2c–e) durch Natriumhydroxid in wässriger Lösung bei 60 °C für 30, 60 bzw. 90 s erhalten. Aus Abb. 2c–e können wir sehen, dass nach der Alkalibehandlung die IPs-Strukturgrößen für drei Ätzzeiten von 30, 60 und 90 µm ~ 1, 1,3 bzw. 1,8 µm betragen, was eine zunehmende IP-Größe mit die Verlängerung der Alkalibehandlungszeit. Außerdem stellen wir fest, dass die IPs mit zunehmender Ätzzeit dazu neigen, zu kollabieren und zu aufrechten Pyramiden zu werden. Wie bekannt, haben die umgekehrten Pyramiden den Vorteil des Lichteinfangens gegenüber aufrechten, da das Licht in umgekehrten Pyramiden ein oder zwei zusätzliche Reflexionen erfährt als in aufrechten Pyramiden. Daher sind die Strukturen mit kürzerer Ätzzeit wegen des Vorteils der kurzwelligen Antireflexion für die lichtfangenden Texturen von PV-Bauelementen geeignet. Abbildung 2f sind die Vergleichsfotos für verschiedene Oberflächenstrukturen entsprechend Abb. 2a–e.

Morphologie der präparierten Si-invertierten Pyramidenstrukturen (Si IPs-Strus). a SEM-Aufnahme von porösem Silizium, erhalten mit MACE. b REM-Aufnahme von Nanolöchern durch die folgenden Modifikationen in HF/HNO₃ gemischte Lösungen. c –e SEM-Aufnahmen von umgekehrten Pyramiden (Querschnitt im Einschub) durch Ätzen in wässriger NaOH-Lösung bei 60 °C für 30, 60 bzw. 90 s. f Verglichene Fotos für verschiedene Oberflächenstrukturen entsprechend a –e

Kommen wir nun zu den optischen Eigenschaften von Si IP-Strus. Aus der Reflexion über den gesamten Wellenlängenbereich von 300–1100  nm (Abb. 3a) beobachten wir, dass das poröse Si aufgrund der hervorragenden Lichteinfangleistung der Nanostrukturen eine geringe Reflexion aufweist [22,23,24]. Bei Nanolochstrukturen weist das Reflexionsvermögen im gesamten Wellenlängenbereich einen offensichtlichen Anstieg auf, der auf die Abnahme der Dichte und die Zunahme der Strukturgröße von Nanolöchern zurückgeführt wird. Nach einer 30 s langen NaOH-Behandlung, die von 3–4 Bounces zwischen den (111)-Ebenen des IP profitiert, zeigen die IPs-Strukturen eine geringere Reflexion über den Wellenlängenbereich von 300–1100 nm, insbesondere im kurzwelligen Bereich von 300–500 nm . Mit zunehmender Alkaliätzzeit werden die IPs größer und neigen dazu, die aufrechten Pyramiden zu sein, was zu einem zunehmenden Reflexionsvermögen führt. Wenn alle Proben mit dem gleichen Stapel SiO₂ . bedeckt waren /SiN_x Beschichtung, das Reflexionsvermögen fällt stark um mehr als 10 % ab, was auf das kombinierte Reflexionsvermögen aus der optischen Interferenz des Stapels SiO₂ . zurückgeführt wird /SiN_x dünne Schichten und die Oberflächenstrukturen. In diesem Fall unterscheiden sich die Reflexionsspektren von Proben aus verschiedenen Prozessen hauptsächlich im Wellenlängenbereich von 300–600 nm, was durch die unterschiedliche Strukturgröße von IPs verursacht wird. Insbesondere Si IP-Stützen bedeckt vom Stapel SiO₂ /SiN_x Schichten eine bessere Kurzwellen-Antireflexionsfähigkeit als die anderen, was auf die hervorragende externe Quanteneffizienz (EQEs) im Kurzwellenbereich hinweist.

Optische Eigenschaften des präparierten Si IP-Strus. a Das gemessene Reflexionsvermögen unterschiedlicher Oberflächenmorphologie und b der solare gemittelte Reflexionsgrad R _Ave über den Wellenlängenbereich von 300–1100 nm

Außerdem berechnen wir die durchschnittliche Sonnenreflexion R _Ave (siehe Abb. 3b) über den Wellenlängenbereich von 300–1100  nm und vergleichen Sie die Reflektivität von Si IP-Streben mit anderen Strukturen, die verschiedenen Zwischenprozessen entsprechen, die in Abb. 2a–c gezeigt sind. R _Ave kann durch den Ausdruck von

wo R (λ ) und S (λ ) bezeichnen das gemessene Reflexionsvermögen bzw. die AM1.5-Spektralphotonen-Spektralverteilung. Wie in Abb. 3b gezeigt, ist der R _Ave s von porösem Si, Nanolöchern, IPs und IPs mit SiO₂ /SiN_x Beschichtung sind 8,22, 17,96, 15,18 (Gruppe 1—30 s)/17,35% (Gruppe 2—60 s)/20,3% (Gruppe 3—90 s) und 3,91% (Gruppe 1—30 s)/4,48% (Gruppe 2—60 s)/5,60% (Gruppe 3—90 s). Die R _Ave s zeigen, dass die IP-Strukturen eine bessere Entspiegelungsfähigkeit als Nanolöcher aufweisen und zeigen mit zunehmender Strukturgröße einen abnehmenden Trend. Wenn IP-Strus vom Stapel mit SiO₂ . beschichtet werden /SiN_x Schichten, die niedrigsten R _Ave beträgt 3,91%, was eine ideale lichteinfangende Struktur für das PV-Gerät offenbart.

Der Stapel SiO₂ (~ 2 nm)/SiN_x (~ 75 nm) Passivierung für das Si IP-basierte n ⁺ Emitter ist ein effektiver Weg, um eine gute elektrische Leistung von IP-basierten PERC zu erreichen, und ihr Passivierungseffekt [1] und ihr Mechanismus wurden in unserer früheren Arbeit systematisch untersucht [14]. Um die elektrische Überlegenheit des Stapels Al₂ . zu zeigen O₃ /SiN_x Passivierungsschichten auf der Rückseite unseres Geräts untersuchen wir den Einfluss der unterschiedlichen Temper- und Light-Soaking-Bedingungen auf die effektive Minoritätsträgerlebensdauer (τ _eff ) in Bezug auf das Injektionsniveau (Δn ), wie in Abb. 4a gezeigt. Beachten Sie, dass die polierten Si-Wafer eine Bulk-Minoritätsladungsträgerlebensdauer von ~ 350 μs haben und der Stapel Al₂ O₃ /SiN_x Schichten werden symmetrisch auf beiden Seiten von polierten Si-Wafern abgeschieden. Die Dicke des inneren Al₂ O₃ und das äußere SiN_x Schicht wird auf ~3 bzw. ~125 nm geschätzt. In der Luftatmosphäre werden zwei Glühbedingungen durchgeführt:300°C und 800°C für 15 min. Dann werden die Wafer bei 25 °C unter der Vollwellen-Halogenlampe mit einer Leistungsintensität von 50 mW cm ⁻² . beleuchtet für 100 s. Wie aus Abb. 4a ersichtlich ist, beträgt die 48 μs τ _eff (300 °C) und 126 μs τ _eff (800 °C) nach dem Tempern sind viel höher als die 22 μs τ _eff des abgeschiedenen Al₂ O₃ /SiN_x passivierte Proben mit einer Injektionsstärke von 1,2 × 10 ¹⁵ cm ⁻³ .

a τ _eff in Bezug auf das Injektionsniveau Δn bei unterschiedlichen Glühtemperaturen für Al₂ O₃ /SiN_x passivierte Wafer. Die gestrichelte Linie bezeichnet ein Sonneninjektionsniveau. b Die FTIR-Spektren der Proben. c C–V Kurven für Au/Al₂ O₃ -SiN_x /Si-Struktur. d Photolumineszenz- und Elektrolumineszenzfotos von Geräten

Wichtig ist, dass die effektive Minoritätslebensdauer von getemperten Proben nach 100 s Belichtung 230 μs bzw. 150 μs beträgt, viel höher als 126 μs und 48  μs vor der Belichtung, was eine sehr klare lichtverstärkte c-Si-Oberflächenpassivierung von Al₂ O₃ /SiN_x Schichten. Der Ladungseinfangeffekt während des Light Soaking [25,26,27,28] könnte einer der Hauptmechanismen für die lichtverstärkte c-Si-Oberflächenpassivierung von Al₂ . sein O₃ /SiN_x Filme. Als Al₂ O₃ Es wird berichtet, dass Filme eine negative feste Ladungsdichte haben [29,30,31,32], einige der durch Licht erzeugten überschüssigen Elektronen wurden wahrscheinlich in Fallenzustände im inneren Al₂ . injiziert oder getunnelt O₃ Film, was zu einem erhöhten Maß an Feldeffektpassivierung führt. Interessanterweise ist der lichtverstärkte Passivierungseffekt beim Glühen bei 300°C besser als bei 800°C, was bedeutet, dass das Glühen mit Licht bei einer niedrigeren Temperatur ein effektiverer Weg für die Anwendung von PV-Geräten ist.

Um die Wirkung des Glühprozesses auf die Oberflächenmodifikation zu untersuchen, vergleichen wir die Fourier-Transformations-Infrarot-Spektroskopie (FTIR)-Absorptionsspektren der geglühten Proben mit denen der Probe nach der Abscheidung. Abbildung 4b zeigt, dass die Si-N-, Si-O-, Si-H- und N-H-Bindungen den Streckungsabsorptionspeaks bei den Wellenzahlen von ~ 840, 1070, 2200 und 3340 cm ⁻¹ , bzw. Wir sehen, dass die Dichten sowohl der Si-N- als auch der Si-O-Bindungen nach dem Tempern einen deutlichen Anstieg zeigen; währenddessen nimmt die Dichte der Si-H-Bindungen leicht zu. Die Zunahme der Si-O- und Si-H-Bindungsdichte impliziert die Abnahme der freien Bindungen an der Grenzfläche von Si/SiO₂ , was zu einer besseren Passivierungswirkung führt [33]. Außerdem fördert der Temperprozess die Dichte der Si-N-Bindungen, was auf eine dichtere Struktur hinweist, die effektiv verhindern kann, dass H in die Umgebung statt in das Si-Volumen gelangt. Bei zu hoher Glühtemperatur kann das H in den Si-H- und N-H-Gruppen jedoch aus dem Si-Volumen und den dielektrischen Schichten in die Umgebung entweichen, was zu einer Abnahme des Passivierungseffekts führt. Das Ergebnis der FTIR stimmt mit dem der effektiven Minderheitenlebensdauer überein.

Um den Unterschied des Passivierungsmechanismus zwischen thermischem Glühen und Lichteinlagerungsbehandlung weiter zu verstehen, analysieren wir die Dichte der festen Ladungen (N _f ) und die Dichte der Grenzflächenfallen (N _es ) an der Grenzfläche von Si und Al₂ O₃ (ALD)/SiN_x (PECVD) Stapelschichten unter Verwendung von Kapazität-Spannung (C-V ) Messungen anhand eines rigorosen Metall-Oxid-Halbleiter(MOS)-Modells.

N _f kann aus der folgenden Gleichung erhalten werden:

wobei der folgende Ausdruck V_FB . berechnen kann

Beachten Sie, dass S ist die Fläche der Metallelektrode, e ist elektronische Ladung, C _OX ist die Kapazität der dielektrischen Filmschicht, V _MS die Differenz der Austrittsarbeit zwischen der Metallelektrode und dem p-Typ-Si ist und V _FB ist die Flachbandspannung.

Mit der Lehovec-Methode [34] erhalten wir N _es aus dem C-V Kurve:

wo (δC /δV )_FB ist das fast flache Band der Steigung und wird als absoluter Wert genommen. C _FB , e , und k sind die Kapazität der MOS-Struktur in einem flachen Band, die elektronische Ladung bzw. die Boltzmann-Konstante.

Aus Abb. 4c ist ersichtlich, dass der gemessene C-V Kurve des Al₂ O₃ /SiN_x Stapelschichten zeigen eine offensichtliche Akkumulationsregion, Verarmungsregion und Inversionsregion. Gemäß C-V Kurven und Gl. (2–4) erhalten wir die Grenzflächeneigenschaften der präparierten MOS-Strukturen, wie in Tabelle 1 gezeigt.

Die fixierten negativen Ladungsdichten zeigen einen signifikanten Anstieg um eine Größenordnung nach dem thermischen Tempern, während die Dichten der Grenzflächenzustände signifikant abnehmen, was darauf hindeutet, dass das Tempern die chemische Passivierung und die Feldeffektpassivierung dielektrischer Filme verbessert. Durch weitere lichtdurchflutende Behandlung bleiben die Dichten der Grenzflächenzustände auf dem gleichen Niveau, während die Dichten der fixierten negativen Ladungen weiter zunehmen. Wie oben erwähnt, wurden einige der durch Licht erzeugten überschüssigen Elektronen wahrscheinlich in Fallenzustände im inneren Al₂ . injiziert oder getunnelt O₃ Film, was bedeutet, dass Lichtdurchtränkung die Feldeffektpassivierung des dielektrischen Films verstärken kann. Obwohl der Wert von N _es hoch ist, hat die Probe bei 300 °C Glühen und 100 s Lichteinlagerung den höchsten τ _eff von 230 μs aufgrund der höchsten N _f von − 2,87 × 10 ¹² cm ⁻² , was bedeutet, dass die Feldeffektpassivierung in diesem Fall einen Vorteil gegenüber der chemischen Passivierung hat.

Abbildung 4d zeigt die Photolumineszenz- und Elektrolumineszenz-Fotos von 1, 1,3 und 1,8 µm IP-Solarzellen mit demselben Passivierungsprozess. Die Helligkeit der drei Gruppen von Fotos für Photolumineszenz und Elektrolumineszenz bleibt im Wesentlichen auf dem gleichen Niveau, was bedeutet, dass die drei Gruppen von Solarzellenvorrichtungen bei der Passivierung von Defekten gleich gut abschneiden. Das heißt, der Passivierungsprozess bestimmt die elektrische Leistung der Solarzelle anstelle der Merkmalsgröße von IPs, was durch die folgenden Ausgangsparameter der hergestellten Solarzellen bestätigt wird.

Basierend auf der hervorragenden optischen und elektrischen Leistung des simultanen SiO₂ /SiN_x Stapelschichten passiviert Front Si IP-basiert n ⁺ Emitter und Al₂ O₃ /SiN_x Stapelschichten passivierten Rückreflektor, haben wir den Si-IPs-basierten PERC hergestellt.

Abbildung 5a zeigt die internen Quanteneffizienzen (IQEs) und Frontoberflächenreflexionen der hergestellten Si-IP-basierten PERCs. Wir können beobachten, dass das 30-s-Alkaliätz-IP-basierte Gerät (Gruppe 1-30 s) aufgrund seiner kleineren Strukturgröße der IPs das niedrigste Reflexionsvermögen im kurzen Wellenlängenbereich von 300-600 nm aufweist. Wichtig ist, dass Gruppe 1-30 s die höchsten IQEs in diesem Wellenlängenbereich aufweist und somit die höchsten externen Quanteneffizienzen (EQEs) liefert, wie in Abb. 5b gezeigt. Außerdem zeigen die hergestellten Geräte aufgrund des gleichen Reflexionsvermögens und der gleichen IQEs in diesem Bereich fast die gleichen EQEs im Langwellenbereich. Daher besitzt Gruppe 1—30 s mit kleinerer Merkmalsgröße eine bessere Ausgabeleistung als die anderen beiden Gruppen, was durch die I-V . weiter bestätigt wird und P-V Gerätekurven (siehe Abb. 5c). Abbildung 5d zeigt die η unseres Champion-Geräts erreichten 21,41 % sowie die V _oc von 0,677 V, I _sc von 9,63 A und FF von 80,30%. Nach unserem Wissen ist es das höchste η unter den MACE-IP-basierten Solarzellen. Der Einschub von Fig. 5d ist eine Fotografie der Vorder- und Rückseite der Champion-Vorrichtung.

Leistungsstarker Si IP-basierter PERC. a Der IQE und das Reflexionsvermögen des auf Si IP basierenden PREC mit unterschiedlichen alkalischen Ätzzeiten. b Die EQE des Si IP-basierten PERC mit unterschiedlicher alkalischer Ätzzeit. c Die I–V und P-V Kurve des Si IP-basierten PERC mit unterschiedlicher alkalischer Ätzzeit. d I–V und P-V Kurve des Champion-Geräts

Darüber hinaus zeigt Tabelle 2 die detaillierten Parameter der hergestellten Geräte. Offensichtlich ist das durchschnittliche I _sc (9,63 A) des Geräts der Gruppe 30 ist höher als das der anderen beiden Gruppen, was in seiner besten Entspiegelungsfähigkeit der Vorderseite liegt, wie oben erwähnt. Der Unterschied von I _sc s bestimmt hauptsächlich die Ausgangsleistungen der Geräte. Außerdem ist der höhere FF und der untere Serienwiderstand R _s garantiert die höhere η der Gruppe 30. Es ist erwähnenswert, dass alle durchschnittlichen V _oc s der Si-IP-basierten PERCs liegen im Bereich von 674–676 mV, was zeigt, dass die Vorder- und Rückseite aller Gruppen dieselbe ausgezeichnete Passivierung aufweisen. Schließlich haben wir dank des Gewinns an optischer und elektrischer Leistung erfolgreich die höchste η . erreicht von 21,4% von Si IP-basierten PERC-Solarzellen.

Schlussfolgerungen

Zusammenfassend optimieren wir die Morphologien der MACE Si-IPs-Strukturen und fertigen die neuartige Si-IPs-basierte PERC-Solarzelle mit einer Standardgröße von 156 × 156 mm ² durch Kombinieren des Stapels SiO₂ /SiN_x Schichten beschichtete IPs-Texturen mit dem Stapel Al₂ O₃ /SiN_x Passivierung der Rückseite. Die optischen Eigenschaften zeigen, dass der solare gemittelte R _Ave von IPs-Texturen, die vom Stapel SiO₂ beschichtet sind /SiN_x Schichten können bis zu 3,91% betragen, was IPs eine ideale lichteinfangende Struktur für PV-Geräte offenbart. Die elektrische Analyse zeigt auch, dass die durch den Stapel Al₂ . passivierte polierte Rückseite O₃ /SiN_x Schichten besitzen sehr hohe τ _eff von 230 μs aufgrund der thermischen und lichtabsorbierenden Behandlung, was eine gut lichtverstärkte c-Si-Oberflächenpassivierung von Al₂ . demonstriert O₃ /SiN_x Schichten. FTIR-Messungen liefern eine weitere Erklärung für den hohen τ _eff s der rückseitigen Oberfläche passiviert durch den Stapel Al₂ O₃ /SiN_x Schichten. Wichtig ist eine hohe feste Ladungsdichte N _f von − 2,87 × 10 ¹² cm ⁻² wird mit Hilfe der C-V-Messungen erhalten, die eine starke Feldeffektpassivierung von Al₂ . zeigen O₃ /SiN_x Schichten. Schließlich profitieren Sie von der hervorragenden optischen und elektrischen Leistung an der Vorderseite Si IP-basiertes n ⁺ Emitter und Rückreflektor erreichen wir den höchsten η von 21,4%, sowie V _oc von 0,677 V, I _sc von 9,63 A und FF von 80,30%. Die Erzielung hocheffizienter Si-IP-basierter PERC bietet IPs einen effektiven Weg zur Massenproduktion von Si-basierten hocheffizienten Solarzellen.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die Datensätze, die die Schlussfolgerungen dieses Artikels unterstützen, sind im Artikel enthalten.

Abkürzungen

PV:

Photovoltaik

IP:

Umgekehrte Pyramide

Si:

Silizium

MACE:

Metallunterstütztes chemisches Ätzen

PERC:

Passivierter Emitter und hintere Zelle

PERL:

Passivierter Emitter und hintere lokal diffundierte Solarzelle

c-Si:

Kristallines Silizium

mc-Si:

Multikristallines Silizium

PECVD:

Plasmaunterstützte chemische Gasphasenabscheidung

ALD:

Atomlagenabscheidung

Si IP-Strus:

Invertierte Pyramidenstrukturen aus Silizium

R_ave :

Gemittelte Reflexion

EQE:

externe Quanteneffizienz

τ _eff :

Die effektive Lebensdauer der Minoritätsträger

Δn :

Das Injektionsniveau

FTIR:

Fourier-Transformations-Infrarotspektroskopie

N _f :

Dichte der Fixkosten

N _es :

Dichte der Schnittstellen-Traps

C-V :

Kapazität–Spannung

IQE:

Interne Quanteneffizienz

V _oc :

Leerlaufspannung

I _sc :

Kurzschlussstrom

FF:

Füllfaktor

R _s :

Serienwiderstand