nc-Si:H/c-Si硅異質結太陽電池中本征硅薄膜鈍化層的優化

喬 治 解新建 薛俊明 劉 輝 梁李敏 郝秋艷 劉彩池

(1河北工業大學光電功能晶體材料河北省工程實驗室,天津300130;2石家莊鐵道大學數理系應用物理研究所,石家莊050043;3河北漢盛光電科技有限公司,河北衡水053000)

nc-Si:H/c-Si硅異質結太陽電池中本征硅薄膜鈍化層的優化

喬 治1,2解新建1薛俊明3劉 輝1梁李敏1郝秋艷1劉彩池1,*

(1河北工業大學光電功能晶體材料河北省工程實驗室,天津300130;2石家莊鐵道大學數理系應用物理研究所,石家莊050043;3河北漢盛光電科技有限公司,河北衡水053000)

采用射頻等離子體增強化學氣相沉積(RF-PECVD)法在低溫、低功率的條件下制備了一系列本征硅薄膜,研究了硅烷濃度(CS)對薄膜微結構、光電特性及表面鈍化性能的影響.將本征硅薄膜作為鈍化層應用到氫化納米晶硅/晶硅(nc-Si:H/c-Si)硅異質結(SHJ)太陽電池中,研究了硅烷濃度和薄膜厚度對電池性能的影響.實驗發現:隨著硅烷濃度的降低,本征硅薄膜的晶化率、氫含量、結構因子、光學帶隙和光敏性等都在過渡區急劇變化;本征硅薄膜的鈍化性能由薄膜的氫含量及氫的成鍵方式決定.靠近過渡區的薄膜具有較好的致密性和光敏性,氫含量最高,帶隙態密度低,且主要以SiH形式成鍵,對硅片表現出優異的鈍化性能,使電池的開路電壓大幅提高.但是,當薄膜的厚度過小時,會嚴重影響其鈍化質量.本實驗中,沉積本征硅薄膜的最優硅烷濃度為6%(摩爾分數),且當薄膜厚度為～8 nm時,所制備電池的性能最好.實驗最終獲得了開路電壓為672m V,短路電流密度為35.1m A·cm-2,填充因子為0.73,效率為17.3%的nc-Si:H/c-SiSHJ太陽電池.

本征硅薄膜;射頻等離子體增強化學氣相沉積;界面鈍化;少子壽命;硅異質結太陽電池

1 引言

硅異質結(SHJ)太陽電池因具有工藝溫度低、轉換效率高、電池穩定性好及溫度系數低等特點而備受國內外研究人員關注.2014年,日本松下公司在n 型Cz-Si單晶襯底上成功制備出轉換效率為25.6%的高效背接觸SHJ太陽電池,刷新了澳大利亞新南威爾士大學1999年創下的晶硅電池25.0%的紀錄.1,2松下高效SHJ電池的關鍵技術之一是在晶硅襯底和摻雜非晶硅薄膜之間插入一層極薄的高質量本征氫化非晶硅(a-Si:H(i))薄膜.一般情況下,硅片表面存在有大量的界面態缺陷,主要由硅片表面的大量懸掛鍵缺陷引入,是有效的光生載流子復合中心.實驗和理論結果都表明,3-7當界面態缺陷密度Dit＞1011cm-2·eV-1時,電池的開路電壓、填充因子和轉換效率就會急劇下降.借助a-Si:H(i)薄膜優異的鈍化能力,對硅片表面的懸掛鍵缺陷進行有效鈍化,大大降低少數載流子在異質結界面的復合速率,可使SHJ電池的開路電壓達到700mV以上,電池效率得到大幅提升.

然而,由于SHJ電池中a-Si:H(i)鈍化層的厚度很薄,一般要求控制在5-15 nm,因此要得到薄而均勻且結構特性和光電特性優良的高質量a-Si:H(i)鈍化層,需要嚴格控制薄膜沉積的工藝參數.同時,在采用RF-PECVD法制備a-Si:H(i)薄膜時,為避免離子轟擊對界面造成損傷要求沉積功率盡可能低,為避免外延硅生長而使薄膜的鈍化質量降低則要求沉積溫度及氫稀釋不宜過高,8-10因此沉積高質量a-Si:H(i)鈍化層的工藝窗口很窄.由于松下公司在技術和工藝參數上對外都嚴格保密,至今尚無一家研究機構能夠達到或重復其SHJ電池的高效率.因此,優化a-Si:H(i)薄膜的鈍化性能,提高異質結的界面質量,一直是各國研究機構亟待攻關的技術難題.

本課題組前期以摻硼納米晶硅(nc-Si:H(p))為窗口層,初步研發了nc-Si:H(p)/c-Si(n)(p型納米晶硅/n型晶硅)SHJ太陽電池.11為進一步提高電池性能,本文用RF-PECVD在低溫、低功率的條件下制備了一系列不同硅烷濃度的本征硅薄膜,研究了硅烷濃度對薄膜的微結構、光電性能及表面鈍化性能的影響.將本征硅薄膜作為鈍化層應用到nc-Si:H(p)/c-Si (n)SHJ太陽電池中,研究了硅烷濃度和薄膜厚度對電池性能的影響.通過優化,制備出了效率為17.3% 的nc-Si:H(p)/c-Si(n)異質結太陽電池.

2 實驗部分

2.1 本征硅薄膜的制備與表征

實驗采用電容耦合式Cluster型RF-PECVD (13.56MHz)制備本征硅薄膜,系統的本底真空為8× 10-6Pa,電極間距2 cm.以純度為99.9999%的高純SiH4和H2為反應源氣體,氣體總流量為100 cm3· m in-1,沉積壓強為106 Pa,功率密度為30mW·cm-2,襯底溫度為150°C,硅烷濃度(CS=SiH4:(SiH4+H2))的變化范圍為1%-10%.將本征硅薄膜同時沉積在Corning7095玻璃和拋光硅片襯底上(8-13Ω·cm,p 型)以研究其光電特性和結構特性,Corning7095玻璃襯底用于樣品的透過、電導率和Raman測試,拋光硅片襯底用于樣品的傅里葉變換紅外(FTIR)光譜測試,所有樣品的厚度均為300 nm左右.樣品的厚度由?ngstrom SR300反射式膜厚儀(美國?ngstrom Sun Technologies公司)測定,透過率通過7-SCSpecIII太陽能電池光譜測試系統(北京賽凡光電儀器有限公司)獲得,并通過Tauc作圖法12確定薄膜的光學帶隙.本征硅薄膜的電導率采用共面鋁電極法通過Keithley6517B型靜電計(美國Keithley公司)測量電流.采用EQUINOX55-FRA160/s型傅里葉變換拉曼光譜儀(FT-Raman,德國Bruker公司,激光波長514.5 nm,測量功率20mW)和SPECTRUM-GX傅里葉變換紅外光譜儀(美國Perkin Elmer公司)表征樣品的結構特性.在制絨硅片的前后表面沉積上等厚的本征硅薄膜,運用2013WJ-100A型微波光電導壽命測試儀(廣州市昆德科技有限公司)測試硅片的少子壽命.

2.2 SHJ電池的制備與測試

實驗以本征硅薄膜為鈍化層制備了一系列nc-Si:H(p)/c-Si(n)SHJ太陽電池,電池結構為Al/ITO/nc-Si:H(p)/a-Si:H(i)/c-Si(n)/c-Si(n+)/A l.電池襯底采用太陽能級n型制絨Cz-Si(100)硅片,電阻率為1-3 Ω·cm,厚度約為200μm,背面擴磷作為電池背場(BSF).實驗首先用RCA I號液(NH4OH:H2O2:H2O=1: 1:5)和II號液(HCl:H2O2:H2O=1:1:6)清洗硅片,去除硅片表面的有機物及金屬雜質沾污.之后,將硅片放入5%的HF溶液中浸泡60 s,去除表面上的氧化層.隨后在氮氣保護下將硅片快速裝入RF-PECVD系統中,防止在硅片表面生成有害的自然氧化層.為防止交叉污染,分別在獨立腔室相繼沉積本征硅薄膜鈍化層a-Si:H(i)和窗口層nc-Si:H(p),沉積參數如表1所示.最后采用JGP232型磁控濺射鍍膜設備(沈陽新藍天真空技術有限公司)在窗口層nc-Si:H (p)和背場c-Si(n+)上分別濺射80 nm厚的氧化銦錫(ITO)薄膜,并用DM-300B真空鍍膜機(北京北儀創新真空技術有限責任公司)制備前后A l電極.實驗通過7-SCSpecIII太陽能電池光譜測試系統,在室溫下采用AM 1.5,100mW·cm-2的光照條件測試電池的電流密度-電壓(J-V)特性曲線.

表1 SHJ電池中i層和p層的沉積參數Table1 Deposition conditions for i-and p-layers in SHJsolar cells

圖1 不同硅烷濃度(CS)下薄膜的拉曼圖譜Fig.1 Raman spectra of filmsw ith differentsilane concentrations(CS)

圖2 不同硅烷濃度下薄膜的高斯擬合曲線Fig.2 Gaussian fitting curvesof film sw ith different silane concentrations

3 結果與討論

3.1 硅烷濃度對本征硅薄膜微結構的影響

圖1為不同硅烷濃度下所制得的本征硅薄膜的Raman散射圖譜,自下而上硅烷濃度依次降低.從圖中可以看出,對于硅烷濃度為10%和8%的樣品,其類橫光學模(類TO模)僅在480.0 cm-1位置附近出現了一個饅頭峰(非晶相峰),表現為典型的非晶硅薄膜特征.而當硅烷濃度減小為6%時,可以注意到,在非晶相峰的右端514.0 cm-1附近出現了一個小的“肩膀”,表明此時的材料仍基本呈非晶態,但是結構中開始有晶相成分出現.隨著硅烷濃度的進一步降低,480.0 cm-1附近的非晶峰逐漸減弱,而晶相峰的強度不斷增強,半高寬不斷減小,峰位從513.9 cm-1藍移至518.1 cm-1,表明薄膜的晶化程度逐漸增強.圖2給出了硅烷濃度分別為6%、5%和 3%樣品的高斯擬合曲線,可以看到擬合曲線與實驗數據點符合得非常好.對于5%和3%的樣品,其類TO模采用三峰高斯擬合可分解為:位于480.0 cm-1附近的非晶峰、500.0 cm-1附近的中間峰和510.0-518.0 cm-1附近的納米晶相峰.從圖2中可以很清楚的看到,薄膜各相結構隨硅烷濃度的變化情況.薄膜的晶化率可由公式XC=(Ic+Igb)/(Ic+Igb+ηIa)×100%計算得到,13式中Ia、Ic、Igb分別表示非晶峰、晶相峰和中間峰的散射強度,η為散射因子,約為1.0.薄膜晶化率隨硅烷濃度的變化曲線見圖3.由圖可見,當CS= 6%時,薄膜的晶化率XC僅為4.5%,之后隨著硅烷濃度的降低,XC快速增加,而當CS＜3%時,薄膜的晶化率趨于飽和.薄膜中納米晶粒的尺寸可由公式d=2π (β/?ω)1/2估算得到,14式中?ω為拉曼散射譜中晶態峰位與單晶硅峰位(521.5 cm-1)之差,β為常數,取值為2.0 nm2·cm-1.經計算,硅烷濃度分別為5%、3%和1%薄膜中的平均晶粒尺寸分別為3.2、4.3和4.8 nm.根據本征硅薄膜的晶化度隨硅烷濃度的變化情況,可以將其分為三個區:CS＞6%的非晶區,6%-4%的過渡區及CS＜3%的納晶區.根據薄膜生長的“刻蝕模型”15和“表面擴散模型”16可知,等離子體中的活性氫原子H對薄膜的晶化發揮著非常重要的作用.隨著硅烷濃度降低,也即氫稀釋的增加,等離子體中尤其是薄膜生長表面附近的的活性氫原子濃度增加,從而能夠有效刻蝕掉薄膜中的Si―H,Si―Si弱鍵(非晶相模式),利于晶格弛豫,使新到達生長表面的含硅粒子和離子在生長表面形成Si―Si強鍵(晶相模式)形成穩定的晶相結構,促進薄膜晶化;此外,在高氫稀釋條件下,薄膜的生長表面可被原子氫充分地覆蓋,氫原子會飽和硅薄膜表面的硅懸掛鍵,同時釋放一定的能量,這兩個作用都會增加反應前驅物尤其是SiH3在薄膜生長表面的擴散長度,使其容易在薄膜表面找到能量較低的位置,進而成核生長.

圖3 薄膜的結構因子(RI),氫含量(CH)及晶化率(XC)隨硅烷濃度的變化Fig.3 Structure factor(RI),hydrogen content(CH),and crystalline volume fraction(XC)of film sw ith different silane concentrations

圖4 不同硅烷濃度下薄膜的傅里葉變換紅外(FTIR)光譜Fig.4 Fourier transform infrared(FTIR)spectra of filmsw ith different silane concentrations

圖4為不同硅烷濃度下薄膜的FTIR圖譜,圖中位于630-640 cm-1、880-890 cm-1和2000-2100 cm-1附近的吸收峰分別對應于硅-氫鍵合模式的搖擺模、彎曲模和伸縮模.17從圖中可以看出,當硅烷濃度由10%減小到6%時,位于630-640 cm-1和2000-2100 cm-1附近的吸收峰有所增強,峰位基本保持不變;之后隨著硅烷濃度的降低(氫稀釋的增加),峰強逐漸降低,搖擺模的峰位基本不變,伸縮模的峰位則逐漸由2000向2100 cm-1移動.對伸縮模的吸收峰進行高斯擬合,可將譜線分解為峰位分別位于2000和2100 cm-1附近的兩個高斯峰,分別對應于非晶硅薄膜內的SiH和SiH2鍵,SiH2一般存在于非晶硅薄膜內微空洞的內表面,SiH2越多表明薄膜內微空洞越多,薄膜越疏松.2100 cm-1附近高斯峰的相對強度, RI=I2100/(I2000+I2100),即為薄膜的結構因子.薄膜的氫含量可利用630-640 cm-1處搖擺模吸收峰的積分強度通過下式計算得到:18

式中,A640=1.6×1019cm-2,N為薄膜中硅原子與氫原子的密度之和,取N=5.0×1022cm-3.薄膜的結構因子及氫含量隨硅烷濃度的變化曲線如圖3所示.從圖中可以看到,在CS＜6%的非晶硅區,隨著硅烷濃度的降低,RI緩慢減小,CH逐漸增大,且在CS=6%附近, RI和CH分別達到最小值和最大值.RI在非晶硅區隨硅烷濃度降低而逐漸減小,說明薄膜逐漸由疏松變得致密.此外,還可以看到,在6%-4%的過渡區,RI和CH都發生了急劇變化,RI急劇增大,CH急劇減小,這是薄膜處于過渡區的典型特征.19-21

3.2 硅烷濃度對本征硅薄膜光電性能的影響

圖5為薄膜的光學帶隙隨硅烷濃度變化的曲線.可以看到,當硅烷濃度由10%降低到6%時,其光學帶隙由1.74 eV緩慢增加至1.77 eV.由前面的Raman和FTIR分析可知,在這個范圍內,硅薄膜處于非晶態且薄膜中的氫含量增加,氫的鍵入使得薄膜材料的有序度提高,帶隙態密度降低,價帶頂下降,從而使薄膜的光學帶隙提高.當繼續降低硅烷濃度,即CS＜6%時,薄膜開始由非晶硅向納米晶硅過渡,薄膜的晶化率隨硅烷濃度的降低急劇增加,由于薄膜帶尾展寬變小及量子限制效應,薄膜的帶隙迅速增大.可見,薄膜的光學帶隙與薄膜的晶化程度密切相關,該結果與文獻22-24報道的結果一致.

圖5 不同硅烷濃度下薄膜的光學帶隙(Eopt)Fig.5 Opticalband gap(Eopt)of film sw ith different silane concentrations

圖7 少子壽命(τ)隨本征硅薄膜硅烷濃度和沉積時間(厚度)的變化Fig.7 M inority carrier lifetime(τ)asa function of the silane concentration and deposition time(thickness)of intrinsic silicon film s

圖6所示為薄膜的電導率及光敏性隨硅烷濃度的變化.從圖中可以看到,隨著硅烷濃度的降低,薄膜的光電導呈略微增大的趨勢,而暗電導和光敏性的變化趨勢相反,但在三個區域:CS＞6%(非晶區), 6%-4%(過渡區),CS＜3%(納晶區)都呈現慢速-快速-慢速的變化.與納米晶硅材料相比,非晶硅材料具有暗電導小、光敏性大的特點.在CS=6%時,薄膜的光敏性為1.5×104,暗電導為1.8×10-11S·cm-1.

3.3 本征硅薄膜對硅片的鈍化

圖6 不同硅烷濃度下薄膜的電導率及光敏性Fig.6 Conductivity and photosensitivity of filmsw ith different silane concentrations

硅片的少子壽命(τ)是表征界面態最直接有效的參數,為了研究硅烷濃度對本征硅薄膜鈍化性能的影響,實驗在硅片的正、反表面沉積了一系列厚約10 nm不同硅烷濃度的本征硅薄膜,并測試了不同樣品的少子壽命.硅片的少子壽命隨本征硅薄膜硅烷濃度變化的曲線如圖7所示.由圖可見,當CS＞6%時,隨著硅烷濃度的降低,硅片的少子壽命逐漸增高,且在CS=6%時達到最大值,τ=966μs;繼續降低硅烷濃度,硅片的少子壽命出現急劇下滑,當CS= 3%時,硅片的少子壽命僅為51μs,之后硅片少子壽命的變化逐漸趨于穩定.以上結果表明,當本征硅薄膜處于非晶態時,薄膜對硅片表面具有相對較好的鈍化效果,而且靠近過渡區的薄膜(CS=6%附近)鈍化性能最好,而薄膜一旦開始晶化,隨著晶化度的逐漸加強,薄膜的鈍化性能就會急劇下降,即本征納米晶硅薄膜對硅片表面具有較差的鈍化能力.為解釋以上實驗結果,需要考慮本征硅薄膜的微結構、氫含量及其成鍵方式.由前面FTIR分析結果可知,本征非晶硅薄膜中的氫含量明顯高于納米晶硅薄膜,且成鍵方式以SiH鍵為主.比較圖7與圖4還可以發現,硅片的少子壽命與本征硅薄膜中氫含量隨硅烷濃度變化的趨勢基本一致.這表明,非晶硅薄膜中由于含有大量以SiH形式成鍵的氫原子,可以有效鈍化硅片表面的懸掛鍵缺陷,因此具有較好的鈍化效果.文獻25指出,處于致密非晶硅薄膜內的SiH鍵更有利于鈍化晶硅表面,與本文的實驗結果一致.由于CS=6%附近靠近過渡區的薄膜不僅氫含量最高,結構因子也最低,薄膜具有較好的致密性,帶隙態密度低,因此表面鈍化能力最好.另外,在CS＜6%的條件下,納米晶硅薄膜生成,而當硅烷濃度很低(氫稀釋很高)時,尤其對c-Si(100)襯底而言,很容易在硅片表面生長硅外延層,使硅片的少子壽命大大降低,這可能也是納米晶硅薄膜鈍化性能急劇下降的重要原因之一.

本征硅薄膜的厚度對硅片表面的鈍化也有很重要的影響.實驗在CS=6%的條件下,在硅片上沉積了一系列不同厚度的本征硅薄膜,以對本征硅鈍化層做進一步優化.薄膜厚度以沉積時間表征,不同樣品的少子壽命如圖7所示.從圖中可以看到,隨著本征硅薄膜厚度的增加,硅片的少子壽命先單調增加,之后又趨于飽和.這可能是由于當薄膜厚度過小時,薄膜的均勻性和質量都較差,使具有絨面結構的硅片表面不能得到很好的覆蓋及鈍化,因而硅片少子壽命較低.隨著厚度的增加,薄膜的均勻性和質量明顯改善,鈍化質量明顯提高,當薄膜達到一定厚度(～8nm),也即沉積時間達到125s后,薄膜的質量趨于穩定,從而使硅片的少子壽命趨于飽和.

3.4 本征硅薄膜鈍化層對SHJ電池性能的影響

實驗以不同硅烷濃度的本征硅薄膜作為鈍化層,制備了一系列nc-Si:H(p)/c-Si(n)SHJ太陽電池,電池結構為Al/ITO/nc-Si:H(p)/a-Si:H(i)/c-Si(n)/c-Si (n+)/Al,本征硅薄膜鈍化層的厚度均為10nm左右.本征鈍化層硅烷濃度對電池開路電壓的影響如圖8所示.可以看到,圖中電池開壓隨鈍化層硅烷濃度的變化與圖7中硅片少子壽命的變化趨勢一致.當鈍化層的硅烷濃度為6%時,硅片的少子壽命最高,電池的開路電壓也最高,Voc=677mV.對于SHJ太陽電池,開路電壓與載流子在硅表面載流子的復合速率的關系為:26

式中,Фc為異質結界面的勢壘高度,Nc為硅片襯底導帶的有效態密度,Jsc為短路電流密度,A為二極管理想因子,Sit為載流子在異質結界面的復合速率,與少子壽命成反比.由上式可知,硅片的少子壽命越高,復合速率越低,電池的開路電壓就越高,可以很好地解釋本實驗結果.

圖8 開路電壓(Voc)隨本征鈍化層硅烷濃度的變化Fig.8 Opencircuitvoltage(Voc)asafunctionofthesilane concentrationofintrinsicpassivationlayers

圖9 本征層厚度不同的nc-Si:H(p)/c-Si(n)SHJ太陽電池電流密度-電壓(J-V)曲線Fig.9 Currentdensity-voltage(J-V)curvesofnc-Si:H(p)/ c-Si(n)SHJsolarcellswithdifferenti-layerthicknesses

表2 本征層厚度不同的nc-Si:H/c-SiSHJ太陽電池性能參數Table2 Parametersofnc-Si:H/c-SiSHJsolar cellswithdifferenti-layerthicknesses

圖9為以CS=6%的非晶硅薄膜為鈍化層,沉積時間分別為50、125、200s的nc-Si:H(p)/c-Si(n)SHJ電池的電流密度-電壓(J-V)特性曲線,電池的各項輸出參數見表2.可以看到,對于沉積時間為50s的鈍化層(＜2nm),電池的填充因子和開路電壓很低,這主要是由于薄膜的厚度過小,薄膜不均勻而且質量非常差,不能有效鈍化硅片的絨面表面,從而使電池中的漏電流增大,并聯電阻減小,導致電池的填充因子和開路電壓降低;而對于沉積時間為200s的本征硅鈍化層(～13nm),因其使硅片的少子壽命大大提高,電池的開路電壓也因此得到大幅提升(Voc=681mV),但另一方面,由于薄膜厚度增加,電池的串聯電阻增加,同時還增加了鈍化層對可見光范圍的光吸收,使進入硅襯底的光子流減少,從而導致電池的短路電流減小.圖10為鈍化層的沉積時間分別為125s(～8nm)和200s(～13nm)時,nc-Si:H (p)/c-Si(n)SHJ電池的QE響應曲線.從圖中可以看出,隨著本征鈍化層厚度的增加,薄膜在400-600 nm范圍的光吸收增加,從而導致電池在該波段的光譜響應明顯降低,短路電流減小.當本征層的沉積時間為125 s時,此時薄膜的厚度適中,同時也能很好的鈍化硅片表面,因而該條件下制備的電池效率最高,η=17.3%(Voc=672mV,Jsc=35.1mA·cm-2,FF= 0.73).

圖10 本征層厚度不同的nc-Si:H(p)/c-Si(n)SHJ太陽電池量子效率(QE)曲線Fig.10 Quantum efficiency(QE)curvesof nc-Si:H(p)/ c-Si(n)SHJsolar cellsw ith different i-layer thicknesses

4 結論

本文用RF-PECVD在低溫、低功率的條件下制備了一系列不同硅烷濃度的本征硅薄膜,研究了硅烷濃度對薄膜的微結構、光電性能及表面鈍化性能的影響,并將本征硅薄膜作為鈍化層應用到nc-Si:H(p)/c-Si(n)SHJ電池中,研究了硅烷濃度和薄膜厚度其對電池性能的影響.結果表明,隨著硅烷濃度的降低(氫稀釋的增加),本征硅薄膜逐漸由非晶相過渡到納米晶相,硅烷濃度CS＞6%時為非晶硅薄膜, CS=6%-4%為過渡區薄膜,CS＜3%為納米晶硅薄膜.薄膜的晶化率、氫含量和光敏性在三個相區都呈慢-快-慢的變化趨勢,薄膜的結構因子和光學帶隙在硅烷濃度降低到6%以后迅速增大;本征硅薄膜的鈍化性能由薄膜的氫含量及氫的成鍵方式決定.在CS=6%附近靠近過渡區的本征非晶硅薄膜氫含量最高,結構因子最低,光電性能良好,且主要以SiH形式成鍵,對硅片表現出優異的鈍化性能,使電池的開路電壓大幅提高.但是,當薄膜的厚度過小時,會嚴重影響其鈍化質量.本實驗中,以CS=6%的本征硅薄膜為鈍化層,在薄膜厚度為～8 nm時所制備SHJ電池的性能最好.實驗最終制得了Voc=672mV, Jsc=35.1mA·cm-2,FF=0.73,η=17.3%的nc-Si:H(p)/c-Si(n)SHJ太陽電池.

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Op tim ization o f In trinsic Silicon Passivation Layers in nc-Si:H/c-SiSilicon Hetero junc tion So lar Cells

QIAO Zhi1,2XIE Xin-Jian1XUE Jun-Ming3LIU Hui1LIANG Li-Min1HAO Qiu-Yan1LIU Cai-Chi1,*
(1Engineering Laboratory ofPhotoelectric FunctionalCrystals in HebeiProvince,HebeiUniversity ofTechnology,Tianjin 300130, P.R.China;2Institue ofApplied Physics,DepartmentofMathematicsand Physics,Shijiazhuang Tiedao University,Shijiazhuang
050043,P.R.China;3China Hisun PVTechnology Co.,Ltd.,Hengshui053000,HebeiProvince,P.R.China)

A series of intrinsic silicon thin film s were prepared using radio-frequency p lasma-enhanced chem icalvapordeposition(RF-PECVD)at low temperature and low power density.We investigated the influence ofsilane concentration(CS)on the structural,optical,and electronic properties,and passivation quality of the intrinsic silicon films,and the performances ofhydrogenated nanocrystalline silicon/crystalline silicon(nc-Si:H/ c-Si)silicon hetero junction(SHJ)solar ce lls.The results show thatw ith decreasing silane concentration, substantialchanges in the crystalline volume fraction,hydrogen concentration,structure factor,opticalbandgap, and photosensitivity of the film take p lace in the transition zone.The passivation quality of intrinsic silicon thin films is decided by the hydrogen contentand bonding structure of the film.Films close to the transition zone show good com pactness and photosensitivities,high hydrogen content,and low state densities,and contain abundant SiH bonds.The film s provide excellentpassivation for c-Sisurfaces and significantly enhance the open-circuitvoltages ofnc-Si:H/c-SiSHJ solar cells.However,the passivation quality deteriorates seriously when the film is too thin.In thiswork,the optimum silane concentration was found to be 6%(molar fraction).By optim izing the film thickness of the passivation layers w ith CS=6%,we obtained an nc-Si:H/c-SiSHJ solar cellw ith an open-circuitvoltage of672m V,short-circuitcurrentdensity of35.1m A·cm-2,fill factorof0.73,and efficiency of17.3%.

Intrinsic silicon thin film;Radio-frequency p lasma enhanced chem icalvapor deposition; Interface passivation;Minority carrier lifetime;Silicon heterojunction solar cell

O649

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10.3866/PKU.WHXB201504142 www.whxb.pku.edu.cn

Received:January 5,2015;Revised:April9,2015;Published onWeb:April14,2015.

?Corresponding author.Email:ccliu@hebut.edu.cn;Tel:+86-22-26526293.

The projectwassupported by the NationalHigh Technology Research and DevelopmentProgram of China(863)(2012AA050301)and Scientific Research Program of HebeiEducation Department,China(Z2010304).

國家高技術研究發展計劃項目(863)(2012AA050301)和河北省教育廳科研計劃項目(Z2010304)資助

?Editorialofficeof Acta Physico-Chim ica Sinica