Herstellung und Charakterisierung industrieller oberflächenpassivierter p-Typ Solarzellen

Dissertation zur Erlangung des Doktorgrades der technischen Fakultät der Albert-Ludwigs-Universität Freiburg im Breisgau

vorgelegt von

Christoph Schwab

angefertigt am Fraunhofer-Institut für Solare Energiesysteme ISE Freiburg im Breisgau

Januar 2014

Datum der Einreichung: Datum der mündlichen Prüfung:

22. Januar 2014 07. April 2014

Dekan:

Prof. Dr. Yiannos Manoli

Hauptreferent:

Prof. Dr. Eicke R. Weber

Koreferent:

Prof. Dr. Holger Reinecke

Inhaltsverzeichnis 1

Einleitung

1

2

Grundlagen

3

2.1

3

Theoretische Grundlagen 2.1.1 2.1.2 2.1.3 2.1.4 2.1.5 2.1.6

2.2

2.3

3

Vorbemerkung Prinzipielle Funktionsweise einer Solarzelle Kennlinie und Ersatzschaltbild einer Solarzelle Verlustmechanismen in Solarzellen Oberflächenrekombination und Oberflächenpassivierung Rekombinationsmodelle für SiO2-passivierte Oberflächen

3 3 5 8 10 11

Charakterisierungsmethoden

14

2.2.1 2.2.2 2.2.3

14 15 16

IV-Messung Charakterisierung passivierter Oberflächen Quanteneffizienz

PERC-Solarzellen

17

2.3.1 2.3.2 2.3.3

17 18 19

Lokal kontaktiert Oberflächen Stand von Wissenschaft und Technik TOPAS-Prozesssequenz

Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit

23

3.1

Motivation und Einleitung

23

3.2

Experimentablauf

24

3.3

Charakterisierung der Oberflächenbeschaffenheit

28

3.4

Solarzellen mit siebgedruckter Rückseitenmetallisierung

31

3.4.1 3.4.2

31 34

3.5

3.6

IV-Analyse IQE-Analyse

Solarzellen mit aufgedampfter Rückseitenmetallisierung

37

3.5.1 3.5.2

37 40

IV-Analyse IQE-Analyse

Vergleich von gedruckter und aufgedampfter Metallisierung III

42

Inhaltsverzeichnis 3.7

3.8

3.9

4

Analyse der Oberflächenrekombination

44

3.7.1 3.7.2

45 49

Optische Eigenschaften der restrauen Solarzellenrückseite

53

3.8.1 3.8.2 3.8.3 3.8.4 3.8.5

53 54 55 58 59

Erörterung der Fragestellung Inverse IQE Methode PC1D Simulation Tilted mirror Modell Bedeutung für die Solarzelle

Zusammenfassung

60

Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften

63

4.1

Motivation und Einleitung

63

4.2

Experimentablauf

64

4.3

Experimentelle Ergebnisse

66

4.3.1 4.3.2 4.3.3 4.3.4

66 68 70 72

IV-Analyse Materialcharakterisierung mittels PL Untersuchung der lichtinduzierten Degradation IQE-Analyse

4.4

Thermische Oxidation von Ga-dotiertem Si

76

4.5

Charakterisierung der lokalen Kontakte

79

4.6

Analytische Modellierung von PERC-Solarzellen

86

4.6.1 4.6.2 4.6.3 4.6.4

4.7

5

Vergleich unterschiedlicher Alneal-Prozesse Modellierung der injektionsabhängigen ORG

Theoretische Vorüberlegungen Einfluss des Basiswiderstands Störstellenrekombination im Si-Volumen Modellgestützte Optimierung von Solarzellen

Zusammenfassung

86 88 97 100

108

Photovoltaikmodule aus PERC-Solarzellen

111

5.1

Motivation und Einleitung

111

5.2

Evaluation geeigneter Lötpadpasten

112

5.2.1 5.2.2 5.2.3 5.2.4 5.2.5

112 113 115 120 123

5.3

Experimentablauf Schädigung der Passivierung Übergangswiderstand Ag/Al-Paste Haftung Fazit

Herstellung und Test eines Mustermoduls IV

123

Inhaltsverzeichnis 5.4

6

Zusammenfassung

125

Zusammenfassung der Arbeit

A Boxplotdarstellung

127 VIII

Abkürzungsverzeichnis

IX

Symbolverzeichnis

XII

Literatur

XXI

Liste eigener Veröffentlichungen

XXXI

Danksagung

XXXIII

Eidesstattliche Erklärung

XXXV

V

1 Einleitung Mit der immer weiter waschsende Weltbevölkerung wird auch der weltweite Energieverbrauch steigen. Die Erzeugung der benötigten Energie basiert momentan noch vor allem auf fossilen und nuklearen Energieträgern. Allgemein bekannt sind die damit einhergehenden Probleme, wie nukleare Zwischenfälle und die Endlagerung des radioaktiven Abfalls, der Klimawandel und seine Folgen sowie die begrenzte Verfügbarkeit fossiler und nuklearer Brennstoffe. Alternativen dazu bieten die erneuerbaren Energien. Neben der Nutzung von Wasserkraft, Windkraft, Erdwärme und Biogas gehört dazu die Nutzung der Sonnenergie. Diese lässt sich mittels solarthermischen Anlagen in Wärmeenergie umwandeln oder mittels Photovoltaik direkt elektrisch nutzen. Die Photovoltaik nutzt in Solarzellen den photoelektrischen Effekt zur Umwandlung von Licht in elektrische Energie. Der überwiegende Anteil der produzierten Solarzellen wird aus Silicium (Si) gefertigt, da dieses ausreichend vorhanden und vergleichsweise kostengünstig ist. Damit die Nutzung der Photovoltaik auch wirtschaftlich attraktiv ist und so einen wesentlichen Beitrag zur Energieversorgung leisten kann, müssen die Gestehungskosten des mit Photovoltaikanlagen erzeugten Stroms gesenkt werden. Neben der Reduktion der Kosten in allen Stufen des Gestehungsprozesses verringert die effizientere Umwandlung der Sonnenenergie, also die Steigerung des Solarzellenwirkungsgrads, die Gestehungskosten von Solarstrom. Eine Möglichkeit zur Steigerung des Wirkungsgrads von Solarzellen ist die Verringerung der Oberflächenrekombination. Die momentan noch überwiegend für die Produktion von Solarstrom genutzte Silicium-Solarzelle besitzt auf der dem Licht abgewandten Seite einen vollflächig legierten Aluminiumkontakt. Durch Verwendung einer dielektrischen Passivierungsschicht in Kombination mit lokalen Kontakten anstelle des vollflächigen Aluminiumkontakts lässt sich die Oberflächenrekombination verringern. Zusätzlich steigert die Passivierungsschicht die interne Lichtreflexion an der Solarzellenrückseite und erhöht so die Absorptionswahrscheinlichkeit des einfallenden Sonnenlichts, was ebenfalls zu einer effizienteren Nutzung desselben führt. Eine solche oberflächenpassivierte Silicium-Solarzelle wurde von Blakers et al [1] unter dem Namen „passivated emitter and rear cell“ (kurz PERC) eingeführt. Die

1

2.1 Theoretische Grundlagen vorliegende Arbeit beschäftigt sich mit der Herstellung und Charakterisierung von PERC-Solarzellen unter industriellen Rahmenbedingungen. Das Ziel dieser Arbeit ist die Verbesserung einer bereits am Fraunhofer ISE bestehenden Fertigungssequenz zur Herstellung von PERC-Solarzellen unter industriellen Rahmenbedingungen, um eine Steigerung des Solarzellenwirkungsgrads zu erreichen. Dabei werden einzelne Prozesse eingehend charakterisiert und ihre Wirkung auf den Solarzellenwirkungsgrad analysiert. Weiterhin werden verschiedene Si-Materialien bezüglich ihrer Eignung für PERC-Solarzellen evaluiert und die Wirkung grundlegender Materialeigenschaften auf den Solarzellenwirkungsgrad untersucht. Schließlich soll die Tauglichkeit der hergestellten PERC-Solarzellen für eine erfolgreiche Verschaltung in Photovoltaikmodulen sichergestellt werden. Dabei soll stets auch ein tiefergehendes Verständnis der analysierten Zusammenhänge geschaffen werden. Die thematischen Inhalte dieser Arbeit reichen somit von dem für die Solarzellenfertigung verwendeten Si-Material über den Herstellungsprozess bis hin zu der Modulintegration. Die Arbeit gliedert sich dabei wie folgt: Kapitel 2 legt in knapper Form die für das Verständnis dieser Arbeit nötigen physikalischen Grundlagen. Es wird die Funktionsweise einer Solarzelle beschrieben und näher auf die Oberflächenrekombination eingegangen. Die für diese Arbeit wichtigen Charakterisierungsmethoden werden vorgestellt, ein analytisches Modell zur Beschreibung lokal kontaktierter Oberflächen erklärt und die in dieser Arbeit für die Herstellung von PERC-Solarzellen verwendete TOPAS-Prozesssequenz erläutert. In Kapitel 3 wird der Einfluss unterschiedlich restrauer Solarzellenrückseiten auf die Effizienz von Solarzellen untersucht. Ihre Bedeutung für die Oberflächenrekombination sowie ihre optische Eigenschaften werden anhand von Experimenten, analytischen Berechnungen und Simulationen eingehend analysiert und zueinander in Beziehung gesetzt. Kapitel 4 beschäftigt sich mit der Wirkung unterschiedlicher Si-Materialien und verschiedener Si-Materialeigenschaften auf TOPAS-Solarzellen. Besonderes Augenmerk gilt dem Basiswiderstand und der Volumenlebensdauer, deren Bedeutung anhand analytischer Modellierungen untersucht wird. Schließlich wird die Eignung verschiedener Si-Materialien für PERC-Solarzellen unter Berücksichtigung der durch Beleuchtung hervorgerufenen Degradation der Solarzellen anhand von Simulationen diskutiert. Kapitels 5 setzt sich mit den für PERC-Solarzellen geänderten Anforderungen an die Modulintegration auseinander und präsentiert ein im Rahmen dieser Arbeit gefertigtes Testmodul aus PERC-Solarzellen. Abschließend werden in Kapitel 6 die wichtigsten Ergebnisse dieser Arbeit nochmals zusammengefasst und in gebündelter Form präsentiert. 2

2 Grundlagen 2.1 Theoretische Grundlagen 2.1.1 Vorbemerkung In diesem Kapitel werden die für das Verständnis dieser Arbeit nötigen theoretischen Grundlagen knapp erläutert. Es orientiert sich an einschlägigen Lehrbücher [2-11] welche als Quellen zum Erstellen dieses Kapitels dienten. Inhalte, die aus anderen als den oben genannten Werken entnommen wurden, sind entsprechend gekennzeichnet. Die thematischen Inhalte der oben genannten Lehrbücher werden nachfolgend aufgelistet. Einen allgemeinen Überblick über die grundlegenden physikalischen Eigenschaften von Halbleitermaterialien, die technologische Herstellung verschiedener Halbleiterbauteile sowie deren zugrundeliegenden physikalischen Eigenschaften geben die Lehrbücher von Sze [2, 3]. Eine ausführliche Darstellung zu Theorie, Funktionsweise, Technologie und Betrieb von Solarzellen findet sich in den Lehrbüchern von Götzberger [4], Würfel [5] und Green [6-8]. Das Lehrbuch von Aberle [9] beschäftigt sich eingehend mit der Ladungsträgerrekombination in Silicium (Si) und der Passivierung von Si-Oberflächen. Die Eigenschaften von Siliciumdioxid (SiO2) und von SiO2-passivierten Si-Oberflächen werden detailliert in dem von Nicollian und Brews [10] verfassten Lehrbuch dargestellt. Einen umfangreichen Überblick über die verschiedenen Methoden zur Charakterisierung von Halbleitern und Halbleiterbauelementen gibt das Lehrbuch von Schroder [11].

2.1.2 Prinzipielle Funktionsweise einer Solarzelle Valenz- und Leitungsband eines Halbleiters trennt die Bandlücke Eg. Die Besetzung der Bänder folgt der Fermiverteilung. Bei einem intrinsischen Halbleiter liegt die Fermienergie Ei in der Mitte der Bandlücke. Unbesetzte Zustände im Valenzband werden als Defektelektronen oder Löcher bezeichnet. Fremdatome, welche anstelle der ursprünglichen Halbleiteratome Gitterplätze des Kristallgefüges besetzen, erzeugen zusätzliche Zustände zwischen Valenz- und Leitungsband und beeinflussen so die Elektronenkonzentration n und die Löcherkonzentration p. Das gezielte Einbauen von Fremdatomen in den Halbleiterkristall wird als Dotieren bezeichnet.

3

2.1 Theoretische Grundlagen Ein n-dotierter Halbleiter, auch n-typ-Halbleiter genannt, liegt vor, wenn das eingebrachte Fremdatom mehr Valenzelektronen besitzt als das eigentliche Halbleitermaterial. Die Fremdatome werden dann als Donatoren bezeichnet, ihre Dichte als Donatordichte ND. Fremdatome mit weniger Valenzelektronen werden als Akzeptoren bezeichnet, ihre Dichte als Akzeptordichte NA. In diesem Fall spricht man von einem p-dotierten oder p-typ-Halbleiter. Donatoren erzeugen typischerweise Energieniveaus in der Bandlücke nahe der Leitungsbandkante EC, Akzeptoren nahe der Valenzbandkante EV. Ist die thermische Energie kBT größer als der Abstand zwischen Donatorniveau und Leitungsband bzw. Akzeptorniveau und Valenzband, so sind annährend alle Dotieratome ionisiert und die Ladungsträgerkonzentrationen ändern sich entsprechend der Dotierstoffdichten. Die Ladungsträger, welche aufgrund der Dotierung in größerer Anzahl vorhanden sind, werden als Majoritätsladungsträger (kurz: Majoritäten) bezeichnet und jene, die in geringerer Zahl vorliegen, als Minoritätsladungsträger (kurz: Minoritäten). Grenzen ein p-dotierter und ein n-dotierter Halbleiter aneinander, so spricht man von einem pn-Übergang. Zwischen p- und n-Gebiet bildet sich die sogenannte Raumladungszone (RLZ) aus, in der keine freien Ladungsträger vorhanden sind. Die Majoritätsladungsträger des p- und des n-Bereichs diffundieren in den jeweils anderen Bereich. Die treibende Kraft dabei ist der Konzentrationsgradient der beiden Teilchenarten zwischen den unterschiedlich dotierten Bereichen. In der RLZ bleiben die ionisierten Donator- bzw. Akzeptorrümpfe zurück. Dadurch entsteht ein elektrischer Potentialgradient der dem Konzentrationsgradienten entgegenwirkt und es stellt sich schließlich ein Gleichgewichtszustand des elektrochemischen Potenzials ein. Solarzellen nutzen nun den photoelektrischen Effekt zur Umwandlung von Licht in elektrische Energie in Kombination mit der ladungstrennenden Wirkung eines pnÜbergangs. Durch Absorption von Photonen mit Energien größer Eg (Silicium: Eg = 1.12 eV, entspricht einer Wellenlänge λ von ca. 1150 nm) werden in einem Halbleiter Elektron-Loch-Paare erzeugt. Dieser Prozess wird Photogeneration genannt. Neben der von der Dotierung abhängigen Ladungsträgerdichte entsteht so eine zusätzliche Ladungsträgerdichte. Diese wird als Überschussladungsträgerdichte oder Injektionsdichte Δn bezeichnet und ist vor allem für die Minoritätsladungsträgerdichte von Bedeutung. Diese zusätzlichen Minoritätsladungsträger diffundieren durch den Halbleiter bis sie entweder rekombinieren oder durch den elektrischen Potentialgradienten am pn-Übergang in das jeweils andersartig dotierte Gebiet getrieben werden, wo sie dann Majoritätsladungsträger darstellen. Die lichtinduzierte Ladungsträgerkonzentration erzeugt gegenüber dem Gleichgewichtszustand im unbeleuchteten Fall eine Spannung zwischen n- und p-Gebiet, welche durch einen äußeren Verbraucher abgegriffen werden kann. 4

2 Grundlagen Die vorliegende Arbeit beschäftigt sich mit aus p-typ-Si gefertigten Solarzellen in die ein oberflächennaher n-dotierter Bereich eindiffundiert wird. Der p-Bereich wird dann als Solarzellenbasis bezeichnet, der n-Bereich als Emitter.

2.1.3 Kennlinie und Ersatzschaltbild einer Solarzelle Das zentrale Element jeder Si-Solarzelle ist ein pn-Übergang. Ihre Strom-SpannungsKennlinie ähnelt daher der einer Halbleiterdiode. Abbildung 1 zeigt die Kennlinie einer Solarzelle unter Beleuchtung (kurz: Hellkennlinie) sowie die entsprechende Leistung der Solarzelle.

VMPP

VOC

0

-10 Leistungskurve Hellkennlinie

-20

20

-30 JMPP

-40 0.0

MPP

40

JSC

0.2

0.4

Leistung P (mW/cm²)

2

Stromdichte J (mA/cm )

0

0.6

Spannung V (V) Abbildung 1:Exemplarische Darstellung der Hellkennlinie und entsprechender Leistungskurve einer Solarzelle. Ebenfalls dargestellt sind die charakteristischen Punkte der Hellkennlinie. Dabei handelt es sich um den Punkt maximaler Leistung (MPP), die Kurzschlussstromdichte JSC und die Stromdichte Jmpp am MPP sowie die Leerlaufspannung Voc und die Spannung Vmpp am MPP.

Anhand der Kennlinie lassen sich die wichtigen Kenngrößen einer Solarzelle definieren. Die wichtigste Kenngröße einer Solarzelle ist ihr Wirkungsgrad η, (1)

welcher als Quotient aus Leistung Pmpp am Arbeitspunkt maximaler Leistung (englisch: maximum power point, kurz MPP) der Solarzelle und eingestrahlter Leistung definiert 5

2.1 Theoretische Grundlagen ist und die Effizienz der Umwandlung von Licht in elektrische Energie angibt. Die eingestrahlte Leistung ist das Produkt aus Zellfläche AZelle und Bestrahlungsstärke EAM1.5g, welche standardmäßig EAM1.5g = 1000 W/m2 beträgt. Der Füllfaktor (2)

verknüpft die Leistung am MPP mit der Kurzschlussstromdichte JSC (V = 0) und der Leerlaufspannung Voc (J = 0). Er gibt an zu welchem Anteil das Rechteck, welches durch die Achsen und Jmpp (Stromdichte am MPP) und Vmpp (Spannung am MPP) aufgespannt wird, das durch die Achsen und JSC und Voc aufgespannte Rechteck ausfüllt. Für einen hohen Wirkungsgrad sind somit ein hoher Füllfaktor, eine hohe Leerlaufspannung und eine hohe Kurzschlussstromdichte erstrebenswert. Für einen beleuchteten pn-Übergang ist der Zusammenhang zwischen Stromdichte J und Spannung V durch (

[

]

)

(3)

gegeben. Darin bezeichnet Jph die durch Beleuchtung erzeugte Photostromdichte, J0 die Sättigungsstromdichte, n1 den Idealitätsfaktor der Diode und Vth =kBT/q die Temperaturspannung. Gleichung (3) wird auch 1-Dioden-Modell genannt und beschreibt eine idealisierte Solarzelle mit n1 = 1. RS

Licht

Jph

J01

J02

Rp

J, V

Abbildung 2:Ersatzschaltbild einer Solarzelle gemäß dem 2-Dioden-Modell.

Verschiedene Verlustmechanismen der Solarzelle führen zu Abweichungen vom 1Dioden-Modell. Eine realistischere Beschreibung von Solarzellen liefert das 2-DiodenModell. Abbildung 2 zeigt das dem 2-Dioden-Modell entsprechende Ersatzschaltbild. Das 2-Dioden-Modell beschreibt die Solarzelle durch zwei parallel geschaltete Dioden 6

2 Grundlagen mit den Idealitätsfaktoren n1 = 1 und n2 = 2 und den Sättigungsstromdichten J01 und J02. Weiterhin berücksichtigt es die in Solarzellen auftretenden ohmschen Verluste durch einen Serienwiderstand RS und einen Parallelwiderstand Rp. Im 2-DiodenModell ist der Zusammenhang zwischen Stromdichte J und Spannung V durch (

[

]

)

(

[

]

)

(4)

gegeben. Die Sättigungsstromdichte J02 beschreibt Rekombinationsströme einer Diode mit Idealitätsfaktor n2 = 2 [12] (unter anderem die Rekombination in der RLZ). Die Sättigungsstromdichte J01 setzt sich aus Emittersättigungsstromdichte J0e und Basissättigungsstromdichte J0b zusammen, (5)

und beschreibt die Rekombination in Emitter bzw. Basis. Die Basissättigungsstromdichte (6)

ergibt sich aus der Elementarladung q, der Diffusionskonstanten D, der intrinsischen Ladungsträgerdichte ni, der Akzeptorkonzentration NA und der effektiven Diffusionslänge Leff. Diese ergibt sich zu ( )

(7)

( )

Dabei ist D die Diffusionskonstante, W die Waferdicke, Seff die effektive Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit (siehe Kapitel 2.1.5 und 2.3.1) und L die Volumendiffusionslänge, welche durch (8)

√

gegeben ist, wobei τbulk die Volumenlebensdauer (siehe Kapitel 2.1.5) ist. Der Serienwiderstand einer Solarzelle setzt sich aus den Widerständen Vorderseitenkontaktgitters, bestehend aus Kontaktfingern und Sammelbussen, Metall-Halbleiterkontakts der Solarzellenvorderseite, des Emitters, Solarzellenbasis, des Metall-Halbleiterkontakts der Solarzellenrückseite und Rückseitenmetalls zusammen.

des des der des

Mögliche Stellschrauben zur Wirkungsgradsteigerung sind gemäß dem Zwei-DiodenModell eine Steigerung der Photostromdichte, eine Erhöhung des Parallelwiderstands, 7

2.1 Theoretische Grundlagen eine Absenkung des Serienwiderstands oder eine Verringerung der Sättigungsstromdichten J01 bzw. J02. Tabelle 1 gibt einen Überblick über die im 2Dioden-Modell auftretenden, technologisch beeinflussbaren Größen, ihren gewünschten Wert (möglichst hoch: ↑; möglichst niedrig: ↓) und die durch sie primär beeinflusste Solarzellenkenngröße. Tabelle 1: Auflistung der Parameter des 2-Dioden-Modells, ihr für einen hohen Wirkungsgrad gewünschter Wert (möglichst hoch: ↑, möglichst niedrig: ↓) sowie die durch die jeweilige Größe vor allem beeinflusste Solarzellenkenngröße. Symbol

Größe

Gewünschter Wert

Primäre Kenngröße

Jph

Photostromdichte

↑

JSC

J01

Sättigungsstromdichte der Diode mit

↓

Voc

↓

FF

Idealitätsfaktor n1 = 1 J02

Sättigungsstromdichte der Diode mit Idealitätsfaktor n2 = 2

RS

Serienwiderstand

↓

FF

Rp

Parallelwiderstand

↑

FF

2.1.4 Verlustmechanismen in Solarzellen Die Verluste bei der Energiekonversion durch Si-Solarzellen sind zu einem großen Teil durch die Bandlücke von Silicium bedingt. Licht mit einer Energie kleiner der Bandlücke generiert nur sehr wenig Ladungsträger. Licht mit einer Energie größer der Bandlücke wird absorbiert, jedoch wird dabei der Teil der Photonenenergie in Wärme umgewandelt, der größer als die Bandlücke ist (Thermalisierung). Neben diesen grundlegenden Verlusten treten weitere Verluste auf. Diese lassen sich in optische und elektrische Verluste unterteilen. Optische Verluste verringern in erster Linie die Kurzschlussstromdichte JSC und lassen sich in externe und interne Verluste unterteilen. Die externen Verluste resultieren aus der teilweisen Abschattung der Solarzellenvorderseite durch Kontaktfinger und Sammelbusse, aus Reflexion an der Zellvorderseite und aus parasitärer Absorption in der Antireflexschicht. Die internen optischen Verluste resultieren aus Lichtauskopplung an der Solarzellenvorderseite, der sogenannten „Escape-Reflexion“, einer nicht optimalen internen Reflexion an der Solarzellenrückseite und parasitären Absorptionsprozessen, beispielsweise durch freie Ladungsträger. 8

2 Grundlagen Die elektrischen Verluste gliedern sich in ohmsche Verluste und Verluste durch Ladungsträgerrekombination. Die ohmschen Verluste unterteilen sich in Serienwiderstandsverluste, bedingt durch die Kontaktierung und den Halbleiter selbst, und Parallelwiderstandsverluste, welche durch interne Kurzschlüsse entstehen, und reduzieren hauptsächlich den Füllfaktor der Solarzelle. Rekombinationsverluste spielen insbesondere für PERC-Solarzellen eine besondere Rolle, weswegen sich das Kapitel 2.1.5 genauer damit beschäftigt. Der inverse Prozess der Generation, also der Übergang eines Elektrons vom Leitungs- ins Valenzband, wird Rekombination genannt. Verluste durch Rekombination reduzieren in erster Linie Leerlauspannung und Kurzschlussstromdichte einer Solarzelle. Üblicherweise werden die verschiedenen Rekombinationsprozesse in Volumen- und Oberflächenrekombination unterteilt. Der Volumenrekombination, zusammengefasst in der Volumenlebensdauer τbulk der Minoritätsladungsträger, zuzuordnen sind die strahlende Rekombination, die AugerRekombination und die Störstellenrekombination. Bei der strahlenden Rekombination wechselt ein Elektron unter Emission eines Photons aus dem Leitungs- in das Valenzband. Für Silicium ist sie aufgrund dessen indirekter Bandlücke von untergeordneter Bedeutung. Bei der Auger-Rekombination nimmt ein anderer Ladungsträger die bei dem Rekombinationsprozess eines Elektron-Lochpaares freiwerdende Energie auf und gibt diese anschließend in Form von Wärme an das Kristallgitter ab. Auger-Rekombination tritt vor allem bei hohen Ladungsträgerkonzentrationen in Erscheinung. Strahlende Rekombination und AugerRekombination sind intrinsische Rekombinationsmechanismen und lassen sich demnach nicht technologisch beeinflussen. Störstellen im Kristallgefüge erzeugen zusätzliche Energieniveaus zwischen Leitungs- und Valenzband über welche Elektronen und Löcher rekombinieren können. Störstellen können Fehler im Kristallgefüge (z.B. Gitterversetzungen) oder Fremdatome sein. Die Störstellenrekombination ist ein extrinsischer Rekombinationsmechanismus und lässt sich somit technologisch beeinflussen. Die Störstellenrekombination im Volumen wird durch den Shockley-Read-Hall-Formalismus [13, 14] beschrieben (Shockley-Read-Hall wird im Folgenden mit SRH abgekürzt). Ein weiterer Fall der Störstellenrekombination ist die Oberflächenrekombination. An der Oberfläche endet die Kristallperiodizität abrupt, weshalb den Gitteratomen an der Oberfläche die nächsten Nachbarn fehlen. Dadurch entstehen offene Kristallbindungen („dangling bonds“), welche ebenfalls Störstellen darstellen. Diese kreieren kontinuierlich über die Bandlücke verteilte Zustände, die als Rekombinationszentren wirken. Die Oberflächenrekombination ist ein extrinsischer Rekombinationsprozess, der sich technologisch beeinflussen lässt und insbesondere

9

2.1 Theoretische Grundlagen für die in dieser Arbeit untersuchten PERC-Solarzellen von Bedeutung ist, weshalb er im nun Folgenden Kapitel 2.1.5 genauer beschrieben wird.

2.1.5 Oberflächenrekombination und Oberflächenpassivierung Die Oberflächenrekombinationsrate US lässt sich nach dem SRH-Formalismus bestimmen [13, 14]. Danach ergibt sich US für ein Kontinuum an nicht miteinander wechselwirkenden Oberflächenzuständen durch Integration über die durch die Störstellen erzeugten Energieniveaus Et in der Bandlücke zu: (

)

∫

(

( ) ( ) (

)

)

( )

(9)

Dabei sind nS bzw. pS die Elektronen bzw. Löcherkonzentration an der Oberfläche, ni die intrinsische Ladungsträgerkonzentration, EV die Energie der Oberkante des Valenzbands, EC die Energie der Leitungsbandunterkante, vth die thermische Geschwindigkeit, Dit(Et) die energieniveauabhängige Grenzflächenzustandsdichte, σn(Et) bzw. σp(Et) die energieniveauabhängigen Einfangquerschnitte von Elektronen bzw. Löchern und n1 bzw. p1 die energieniveauabhängigen Elektronen- bzw. Löcherdichten. Diese sind durch [

]

(10)

[

]

(11)

gegeben, wobei kB die Boltzmannkonstante, T die Temperatur und Ei die intrinsische Fermienergie ist. Eine Reduzierung der Oberflächenrekombinationsrate ist somit durch eine Verringerung der Grenzflächenzustandsdichte Dit oder des Produkts der lokalen Ladungsträgerkonzentrationen nSpS möglich. Unter dem Begriff Passivierung versteht man die Reduzierung der Oberflächenrekombination. Aus der Oberflächenrekombinationsrate ergibt sich die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit (ORG) (12)

Besonders Störstellen, welche Energieniveaus nahe der Bandlückenmitte erzeugen, führen zu einer erhöhten Rekombination. Eine gängige Vereinfachung zur Berechnung der Rekombinationsrate US ist daher die Annahme eines einzigen Energieniveaus in der Bandlückenmitte mit der Grenzflächenzustandsdichte Dit,midgap. 10

2 Grundlagen Die Verringerung der Grenzflächenzustandsdichte Dit wird als chemische Passivierung bezeichnet und lässt sich durch Abscheidung oder Aufwachsen einer dielektrischen Schicht erreichen. Dabei werden die offenen Atombindungen an der Oberfläche durch chemische Bindungen mit den Atomen der dielektrischen Schicht gesättigt. Thermisch gewachsene Schichten aus Siliciumdioxid (SiO2) zeigen eine sehr gute chemische Passivierung, wodurch in der Mitte der Bandlücke Werte bis unterhalb von Dit,midgap = 1010 cm-2eV-1 erreicht werden können [15]. Die Verringerung der Ladungsträgerdichte an der Oberfläche wird Feldeffektpassivierung genannt. Durch Induzieren eines elektrischen Feldes, hervorgerufen durch ein elektrostatisches Oberflächenpotential ψS, an der Oberfläche wird eine Ladungsträgersorte von der Oberfläche ferngehalten. Dieses kann durch Einbringen ortsfester Ladungen in die Passivierungsschicht oder durch Aufbringen von Oberflächenladungen erreicht werden. Ein negatives ψS stößt Elektronen ab und zieht Löcher an die Oberfläche, ein positives zieht Elektronen an die Oberfläche und stößt Löcher ab. So wird durch ψS eine Ladungsträgersorte reduziert und somit auch das Produkt nSpS. Das elektrostatische Potential an der Oberfläche führt zu einer Verbiegung von Leitungs- und Valenzband. In p-dotiertem Si, wie es ausschließlich für diese Arbeit verwendet wird, sind die Elektronen die Minoritätsladungsträger. Ein positives ψS führt dann zu einer Bandverbiegung „nach unten“. Je nach der Stärke der Bandverbiegung spricht man von Verarmung (pS > nS) oder Inversion (nS > pS). Liegt Inversion vor, so entsteht eine oberflächennahe Raumladungszone (im Folgenden als Oberflächenraumladungszone bezeichnet und mit ORLZ abgekürzt) mit der Tiefe dORLZ. Die Berechnung der ORG erfolgt dann an einer virtuellen Oberfläche bei dORLZ: (

)

(

)

(13)

2.1.6 Rekombinationsmodelle für SiO2-passivierte Oberflächen In dieser Arbeit wird ein von Girisch et al [16] eingeführter Algorithmus für die Berechnung der ORG unter Berücksichtigung der Bandverbiegung verwendet. Glunz et al [17] geben eine Erweiterung des dem Algorithmus zu Grunde liegenden Rekombinationmodells. In diesem Kapitel werden der Algorithmus und die ihm zugrundeliegenden Rekombinationsmodelle knapp erläutert. Thermisch gewachsene Oxide besitzen eine positive ortsfeste Ladungsdichte Qf nahe der SiO2/Si-Grenzfläche [10]. Im Falle von p-typ Si wird dadurch eine Bandverbiegung von Valenz- und Leitungsband nahe der Oberfläche hervorgerufen und eine 11

2.1 Theoretische Grundlagen Inversionsschicht nahe der Oberfläche erzeugt, wodurch eine Oberflächenraumladungszone entsteht. Die Rekombinationsrate an der Oberfläche wird durch den SRH-Formalismus [13, 14] beschrieben (siehe Gleichung (9) und Gleichung (13)). Nach Gleichung (9) werden für die Berechnung von US die Elektronendichte nS und die Löcherdichte pS an der Oberfläche benötigt. Diese hängen von der Injektionsdichte und der oberflächennahen Bandverbiegung ab. Die Bandverbiegung wird wesentlich durch die ortsfeste Ladungsdichte Qf der SiO2-Schicht bestimmt. Weiterhin wird für die Berechnung von US die energieniveauabhängige Grenzflächenzustandsdichte Dit(Et) und die energieniveauabhängigen Einfangquerschnitte für Elektronen σn(Et) und Löcher σp(Et) benötigt, welche ebenfalls Parameter der SiO2-Schicht sind. Nach [18] lässt sich unter der Elektronenkonzentration nS durch

Annahme

[

]

flacher

Quasi-Ferminiveaus

die

(14)

bzw. die Löcherkonzentration durch [

]

(15)

darstellen. Dabei ist ψS das elektrostatische Potential an der Oberfläche des Wafers, auch Oberflächenpotential genannt, und nd,ORLZ bzw. pd,ORLZ die Elektronen- bzw. Löcherkonzentration am Rand der durch die Bandverbiegung induzierten ORLZ der Tiefe dORLZ, welche durch (

)

(16)

(

)

(17)

bzw. durch

gegeben sind. Dabei sind n0 und p0 die Ladungsträgerdichten im thermischen Geleichgewicht, welche sich aus der Dotierung ergeben und Δn die Überschussladungsträgerdichte. Für die Bestimmung von nS und pS ist somit die Kenntnis von ψS nötig. Ein Algorithmus für die numerische Berechnung von ψS unter der Annahme flacher Quasi-Fermi-Niveaus wurde von Girisch et al [16] entwickelt. Dabei wird das Oberflächenpotential solange iterativ variiert bis für die Summe der einzelnen Ladungsdichten einer Metall-Oxid-Halbeleiter-Struktur („meatal-oxidesemiconductor“, kurz MOS) die Ladungsneutralität

12

2 Grundlagen

(18)

erfüllt ist. Dabei ist Qf die ortsfeste Ladungsträgerdichte an der SiO2/Si-Grenzfläche, Qg die durch eine Gate-Spannung verursachte Ladungsdichte, Qit die Ladungsdichte an den Grenzflächenzuständen und QSi die im Si induzierte Ladungsdichte. Die effektive ORG wird dann unter Vorgabe von Δn, Qf, Dit und der angelegten GateSpannung Vgate iterativ berechnet. Eingehende Erläuterungen des Algorithmus und verschiedene Anwendungen finden sich in [17-19]. Glunz et al [17] geben eine Erweiterung des dem Algorithmus zugrunde liegenden Rekombinationsmodells. Darin wird die aus inhomogen verteilten Oberflächenladungen resultierende räumliche Fluktuation des Oberflächenpotentials ψS berücksichtigt, welche durch eine Gauß-Verteilung beschrieben wird: (

)

√

[

]

(19)

Dabei ist ψS,0 das nach dem Standardmodell berechnete Oberflächenpotential und σg die Breite der Gauß-Verteilung. Unter Berücksichtigung dieser Fluktuation des Oberflächenpotentials ergibt sich die effektive ORG Sσg zu ∫

) (

(

)

(20)

Wobei Sst die nach dem Standardmodell von Girisch et al [16] (Gleichung (9) und Gleichung (13)) berechnete ORG ist. Eine zweite Erweiterung stellt die Berücksichtigung von Leckströmen durch die ORLZ dar, welche durch einen Parallelwiderstand Rp,ORLZ beschrieben werden. Eine dritte Erweiterung ist die Berücksichtigung von Rekombination in der ORLZ, welche durch eine Diode mit Idealitätsfaktor 2 und Sättigungsstromdichte J02,ORLZ beschrieben wird. Unter Berücksichtigung dieser Effekte ergibt sich die ORG bei Berücksichtigung der Bandverbiegung schließlich zu [17]: (√

)

(

)

(21)

In dieser Arbeit erfolgt die Modellierung der ORG anhand des erweiterten Rekombinationsmodells nach Glunz et al [17] (Gleichung (21)) und der in [17]

13

2.2 Charakterisierungsmethoden gegebenen Parametrisierungen Programmiersprache Python.

für

σn

und

σp

unter

Verwendung

der

2.2 Charakterisierungsmethoden 2.2.1 IV-Messung Eine Beleuchtung mit 1000 W/m2 und dem „Air Mass 1.5G“-Sonnenspektrum wird als Beleuchtung mit „1 Sonne“ bezeichnet. Die Messung der Strom-SpannungsKennlinie (kurz IV-Kennlinie, siehe Abbildung 1) erfolgt unter Standard-TestBedingungen („standard test conditions, kurz: STC) indem an den Kontakten der Solarzelle bei senkrechtem Lichteinfall und Beleuchtung mit einer Sonne sowie einer Solarzellentemperatur von 25 °C die Spannung V vorgegeben und der Strom I bzw. die auf die gesamte Solarzellenfläche AZelle bezogene Stromdichte J = I/AZelle gemessen wird. Weichen die Messbedingungen von den STC ab, so ist eine Korrektur der Messwerte auf STC notwendig. Insbesondere durch die unterschiedlichen spektralen Empfindlichkeiten von Referenz- und Testzelle, sowie Unterschieden zwischen Referenzspektrum AM1.5G und dem durch eine Xenon-Lampe bereitgestellten Simulatorspektrum kommt es zu Abweichungen von den STC welche sich vor allem auf die Kurzschlussstromdichte auswirken und die durch den sogenannten Mismatchfaktor korrigiert werden. Bei vollautomatischen Messungen ist aufgrund der kurzen Taktzeiten keine Temperierung der Solarzelle auf 25°C möglich. Dementsprechend ist auch eine Temperaturkorrektur erforderlich. Abweichungen in der Solarzellentemperatur wirken vor allem auf die Leerlaufspannung. Für die in dieser Arbeit durchgeführten IV-Messungen an einem industriellen Zelltester beträgt die absolute Genauigkeit auf η 1.6 %rel, auf JSC 1.4 %, auf Voc 0.4 % und auf den FF 0.5 %rel. Die Reproduzierbarkeit einer Messung ist mit einer Genauigkeit von 0.14 %rel auf η, 0.08 % auf JSC, 0.05 % auf Voc, und 0.09 %rel auf FF gegeben [20]. Eine weitere Kenngröße von Solarzellen ist der Pseudo-Füll-Faktor pFF. Dieser wird aus einer Beleuchtungs-Leerlaufspannungs-Kennlinie bestimmt (Suns-Voc-Messung) [21]. Der pFF ist unbeeinflusst von Serienwiderstandsverlusten. Die Differenz pFF - FF ist also ein Maß für die Serienwiderstandsverluste einer Solarzelle [22].

14

2 Grundlagen

2.2.2 Charakterisierung passivierter Oberflächen Wie bereits erwähnt unterteilen sich die verschiedenen Rekombinationsprozesse in Volumen- und Oberflächenrekombination. Jeder Rekombinationsprozess wird durch eine ihm zugeordnete Minoritätsladungsträgerlebensdauer τ (kurz: Lebensdauer oder LD) beschrieben. Für die effektive Lebensdauer τeff der gesamten untersuchten Probenstruktur gilt: (22)

Dabei ist τbulk die Volumenlebensdauer, welche durch die verschiedenen Rekombinationsprozesse im Volumen bestimmt wird, und τsurf die Oberflächenlebensdauer, welche durch die Rekombination an der Kristalloberfläche bestimmt ist. Messtechnisch zugänglich ist stets nur die effektive Lebensdauer. Nach [23] ergibt sich bei Niedriginjektion die Oberflächenlebensdauer (

)

(23)

aus der Diffusionskonstanten D der Minoritäten und dem kleinsten Eigenwert α0 der Eigenwertgleichung (

(

)

)

(24)

Dabei ist W die Waferdicke und S1 bzw. S2 sind die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeiten der beiden Waferoberflächen. Bei Kenntnis einer der beiden Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeiten, beispielsweise S1, berechnet sich die ORG der anderen Seite, in diesem Fall S2, zu: (

) (

)

(25)

Für symmetrische Proben mit S1 = S2 = S kann die von Sproul [24] vorgeschlagene einfache Näherung verwendet werden. [(

)

( ) ]

(26)

Bei bekannter Volumenlebensdauer τbulk lässt sich somit die ORG aus der Messung der effektiven Lebensdauer τeff bestimmen. Die meisten zur Bestimmung von τeff verwendeten Messmethoden analysieren den exponentiellen Abfall der generierten Überschussladungsträger und der damit 15

2.2 Charakterisierungsmethoden einhergehenden Änderung der Leitfähigkeit der Probe. In dieser Arbeit verwendete Messmethoden zur quantitativen Bestimmung von τeff sind die Quasi-Statische Photoleitfähigkeitsmessung (quasi-steady-state photoconductance, kurz: QSSPC) [25, 26] die Quasi-Statische Photolumineszenzmessung (quasi-steady-state photoluminescence, kurz: QSSPL) [27, 28] und die Lebensdauer kalibrierte Photolumineszenz [29]. Auf die gemessenen Lebensdauern wird in Anlehnung an McIntosh [30] eine Fehler von 10 % angenommen. Bei Verwendung von hochreinem FZ-Si ist die Volumenlebensdauer durch die Augerrekombination limitiert. In dieser Arbeit wird hierfür die Parametrisierung von Kerr und Cuevas [31] verwendet.

2.2.3 Quanteneffizienz Quanteneffizienzmessungen liefern Informationen über die Verlustmechanismen in einer Solarzelle. Für die Bestimmung der Quanteneffizienz (QE) wird die Solarzelle einer monochromatischen Beleuchtung ausgesetzt und die bei unterschiedlichen Wellenlängen gemessene Kurzschlussstromdichte der Solarzelle mit dem Photonenfluss des einfallenden Lichts ins Verhältnis gesetzt. Für den Fall, dass jedes einfallende Photon ein Elektron-Loch-Paar erzeugt ist die QE = 1. Optische und rekombinatorische Verluste reduzieren die QE. Die Absorptionslänge von Licht in Si hängt stark von der Wellenlänge ab. Kurzwelliges Licht mit einer Wellenlänge λ von ~ 300 nm wird innerhalb weniger Nanometer absorbiert. Langwelliges Licht mit λ > 1000 nm dagegen wird nur schwach absorbiert und erzeugt auch nahe der Solarzellenrückseite Elektronen-Loch-Paare. Eine wellenlängenabhängige QEMessung liefert somit eine Tiefeninformation bzgl. der Verluste. Man unterscheidet zwischen externer Quanteneffizienz (EQE) und interner Quanteneffizienz (IQE). Die EQE ist messtechnisch zugänglich und ist als das Verhältnis aus im Kurzschluss eingesammelten Ladungsträgern zu eingestrahlten Photonen definiert. Die IQE ergibt sich aus der EQE, jedoch werden bei der Berechnung der IQE nur Photonen berücksichtigt, die auch tatsächlich in die Solarzelle eindringen, also nicht reflektiert oder durch das Kontaktgitter abgeschattet werden. Demnach ergib sich für die IQE: ( )

( ) (

( ))(

)

(27)

Dabei ist M der metallisierte Flächenanteil der beleuchteten Solarzellenvorderseite und RSi die an der Solarzellenvorderseite gemessene Reflexion, welche auch die Escape-Reflexion (Lichtauskopplung von bereits in die Solarzelle eingedrungenem Licht an der Zellvorderseite) beinhaltet. Nach Basore [32] liefert eine Geradenanpassung für Wellenlängen im nahen Infrarot an die gegen die Absorptionslänge 1/α aufgetragene inverse IQE, 16

2 Grundlagen

(28)

die effektive Diffusionslänge Leff. Dabei ist α der wellenlängenabhängige Absorptionskoeffizient von Licht in Si und θ der Winkel des bei senkrechtem Lichteinfall auf der Vorderseite abgelenkten Lichtstrahls im Si. Bei der Messung der EQE wird die Solarzelle mit einer Basislichtintensität aus einer Weißlichtquelle beleuchtet. Gemessen wird die Änderung der Kurzschlussstromdichte in Abhängigkeit einer zusätzlichen ganzflächigen (globalen) monochromatischen Beleuchtung mit oszillierender Amplitude. Es wird also eine differentielle, von der Basisbeleuchtung abhängige EQE gemessen. Differentielle und absolute EQE stimmen in vielen Fällen nicht überein. Nach Fischer [33] kann bei einer festen Wellenlänge von λ ~ 1000 nm mit einem EQE-Scan die Basislichtintensität bestimmt werden bei der differenzielle und absolute EQE übereinstimmen. Dazu muss die Basislichtintensität von 0 bis 1 Sonne (1 Sonne =1000 W/m2) variiert werden. Für die in dieser Arbeit präsentierten Solarzellen beträgt diese Basislichtintensität ~ 0.15 Sonnen.

2.3 PERC-Solarzellen 2.3.1 Lokal kontaktiert Oberflächen Passivierte und lokal kontaktierte Oberflächen zeigen Unterschiede in Serienwiderstand und ORG gegenüber vollflächig Al-legierten Oberflächen und sind für die Rückseite von PERC-Solarzellen von besonderer Bedeutung. Bezüglich der Oberflächenrekombination wird zwischen passivierten und kontaktierten Bereichen unterschieden. Die ORG im Bereich der Metallkontakte, in dieser Arbeit mit Smet bezeichnet, ist deutlich größer als die ORG im passivierten Bereich, welche mit Spass abgekürzt wird. Die effektive ORG Seff der lokal kontaktierten Oberfläche hängt offensichtlich von der Kontaktgeometrie und dem kontaktierten Flächenanteil f ab. Dieser ist für punktförmige Kontakte durch (29)

gegeben. Dabei ist r der Radius eines Kontakts und Lp ist als der effektive Abstand der lokalen Kontakte definiert, wobei Ac = Lp2 die Einheitsfläche pro Kontakt ist. Die ORG Seff wird zumeist flächengewichtet aus den Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeiten Smet und Spass berechnet. Zur Beschreibung von Seff existieren

17

2.3 PERC-Solarzellen verschiedene Modelle [33-35]. In dieser Arbeit wird das Modell von Fischer [33] verwendet: (

(30)

)

Dabei ist D die Diffusionskonstante, W die Waferdicke, ρb der Widerstand der Solarzellenbasis und RS,RS der Serienwiderstand der Solarzellenrückseite und -basis. Nach Fischer [33] lässt sicher dieser für punktförmige Kontakte durch (

[

])

(31)

beschreiben. Dabei ist nach Cox und Strack [36] der „spreading resistance“ RSpread von Punktkontakten durch (

)

(32)

gegeben. Der Kontaktabstand Lp ist technologisch sehr einfach zugänglich. Ein geringer Kontaktabstand reduziert den Serienwiderstand RS,RS, erhöht aber auf der anderen Seite Seff. Ein großer Kontaktabstand hat die umgekehrte Wirkung. Der optimale Kontaktabstand wird somit durch gegenläufige Trends bestimmt. Der Serienwiderstand RS,RS trägt zum gesamten Serienwiderstand RS der Solarzelle bei und findet so Eingang in das 2-Dioden Modell (Gleichung (4)). Die effektive ORG trägt zu Leff bei (Gleichung (7)) und geht somit über J0b bzw. J01 in das 2-Dioden Modell ein. Wolf et al [37] geben einen umfassenden Überblick über die Thematik und präsentieren ein analytisches Modell zur Berechnung des optimalen Kontaktabstandes von PERC-Solarzellen mit punktförmigen lokalen Rückseitenkontakten, welches auch in dieser Arbeit für die analytische Modellierung der hergestellten Solarzellen verwendet wird.

2.3.2 Stand von Wissenschaft und Technik Bereits 1989 wurde von Blakers et al [1] eine Solarzelle mit passiviertem Emitter und passivierter Solarzellenrückseite und einem Wirkungsgrad von 22.8 % vorgestellt. Das herausragende Merkmal dieser „passivated emitter and rear cell“ (kurz PERC) ist eine dielektrische Passivierung der Solarzellenrückseite anstelle eines vollflächig legierten Aluminiumkontakts. Die Solarzellenbasis wird nur noch lokal kontaktiert. Aus der Rückseitenpassivierung ergeben sich gegenüber einer Al-Vollfläche zwei 18

2 Grundlagen entscheidende Vorteile. Zum einen verringert die Oberflächenpassivierung die Oberflächenrekombination und erhöht so die Leerlaufspannung der Solarzelle. Zum anderen führt die dielektrische Passivierungsschicht zu einer höheren internen Rückseitenreflexion, so dass sich die Absorptionswahrscheinlichkeit von langwelligem Licht erhöht und so die Kurzschlussstromdichte gesteigert wird. Der Nachteil der PERC-Struktur ist die lokale Kontaktierung, welche den Serienwiderstand der Solarzelle erhöht und so den Füllfaktor absenkt. Zur Herstellung der lokalen Kontakte gibt es mehrere Möglichkeiten. Für die industrielle Umsetzung werden vor allem zwei Ansätze genutzt. Zum einen kann die Passivierung vor der Metallisierung der Solarzellenrückseite lokal geöffnet werden („local contact opening“, LCO) [38, 39], zum anderen kann der Kontakt nach Aufbringen der Rückseitenmetallisierung durch die dielektrische Passivierung hindurch legiert werden („laser fired contacts“, LFC) [40]. Im Laufe der Jahre wurde das PERC-Konzept weiterentwickelt und mehr und mehr an die Anforderungen zur industriellen Produktion von Solarzellen angepasst. So erschienen alleine im Zeitraum der Erstellung dieser Arbeit zahlreiche Veröffentlichungen verschiedener Forschungsinstitute und Frimen [41-49] mit immer höheren Wirkungsgraden großflächiger Solarzellen. So wurde beispielsweise der Wirkungsgrad von großflächigen, industriell gefertigten PERC-Solarzellen aus Cz-Si zwischen 2011 und 2013 von 18.6 % [41] auf über 20 % [49] gesteigert. Für industriell gefertigte PERC-Solarzellen aus multikristallinem Si (mc-Si) werden inzwischen Wirkungsgrade von bis zu 19.5 % [46, 48] erreicht und für industriell gefertigte PERC-Solarzellen aus cast-mono-Si Wirkungsgrade von bis zu 19.9 % [48, 49].

2.3.3 TOPAS-Prozesssequenz Eine mögliche Prozessroute zur Herstellung von PERC Solarzellen ist die TOPAS Sequenz [50], welche in dieser Arbeit häufig verwendet wird. TOPAS steht für „Thermal Oxide Passivated All Sides“, es handelt sich also um eine auf allen Waferoberflächen mit thermischem Oxid passivierte Solarzelle. Dabei wächst eine dünne SiO2-Schicht in einem einzigen Oxidationsschritt gleichzeitig auf der niedrig dotierten Zellrückseite und der mit Phosphor hochdotierten Zellvorderseite auf. Abbildung 3 zeigt einen schematischen Querschnitt einer TOPAS-Solarzelle, die Prozesssequenz zur Fertigung einer TOPAS-Solarzelle ist in Abbildung 4 dargestellt.

19

2.3 PERC-Solarzellen

Siebgedruckter Ag-Kontakt

p-Typ Cz-Si

SiNX Thermisches SiO2 Phosphor-Emitter Hochdotierung Thermisches SiO2

LFC

PECVD-Deckschicht

Al-Rückkontakt

Abbildung 3: Schematische Darstellung eines Querschnitts durch eine TOPAS Solarzelle (nach [50]).

TOPAS mit aufgedampfter Rückseitenmetallisierung

TOPAS mit siebgedruckter Rückseitenmetallisierung Alkalische Textur

Einseitige nasschemische Politurätze (RS) PECVD SiOX-Diffusionsbarriere (RS) POCl3-Rohrofendiffusion Selektives Laserdotieren (VS) PSG-Ätze

SC1-SC2 Reinigung Thermische Oxidation PECVD SiOX (RS) PECVD SiNX (RS) PECVD SiNX ARC (VS)

Siebdruck Ag/Al Lötpads + Al-Rückseitenkontakt Siebdruck Ag-Vorderseitenkontakt Kontaktfeuern PVD Al-Rückseitenkontakt

Lokale Lasergefeuerte Kontakte (RS) Formiergastempern

Abbildung 4: Prozesssequenz zur Herstellung einer TOPAS-Solarzelle unter Verwendung eines rückseitig aufgedampften Al-Kontakts (links dargestellt) und unter Verwendung eines rückseitig gedruckten Al-Kontakts (rechts dargestellt).

Zunächst erzeugt eine alkalische Textur auf beiden Waferseiten zufällig verteilte Pyramiden. Diese dienen auf der später dem Licht zugewandten Seite (Solarzellenvorderseite, kurz: VS) einer verringerten Lichtreflektion. Auf der später dem Licht abgewandten Seite (Solarzellenrückseite, kurz: RS) werden die Pyramiden 20

2 Grundlagen anschließend mittels einer nasschemischen sauren Politurätze in einer Durchlaufanlage wieder abgenommen. Auf der eingeebneten Seite der Solarzelle wird nun mittels plasma-unterstützter chemischer Gasphasenabscheidung („plasmaenhanced chemical vapor deposition“, PECVD) eine SiOX Schicht aufgebracht, welche in der anschließenden POCl3 Rohrofendiffusion als Schutz vor einer n-Dotierung der Rückseite dient. Auf der ungeschützten Vorderseite bildet sich während der POCl3 Rohrofendiffusion ein n-dotierte Bereich, der Emitter genannt wird. Der Schichtwiderstand des diffundierten Emitters beträgt in dieser Arbeit typischerweise ~90 Ω/sq. Während des Diffusionsprozesses bildet sich eine Phosphorsilikatschicht (PSG) auf der Waferoberfläche. Diese PSG-Schicht dient als Dotierstoffquelle zur Ausbildung einer selektiven Emitterstruktur durch Laserdotieren [51]. So entsteht eine lokale Hochdotierung in den Bereichen der VS, welche später kontaktiert werden. Im hochdotierten Bereich unterhalb der Kontaktfinger beträgt der Emitterschichtwiderstand Rsheet 15 bis 25 Ω/sq und im Bereich zwischen den Kontaktfingern 80 bis 100 Ω/sq. PSG und Diffusionsbarriere werden anschließend nasschemisch in einer Fluorwasserstoff (HF) haltigen Lösung entfernt. Mittels einer nasschemischen SC1-SC2-Reinigungsprozedur wird die Waferoberfläche von evtl. vorhandenen Verunreinigungen gesäubert. SC1-SC2 steht dabei für „Standard Clean 1 & 2“, ein sehr verbreiteter Reinigungszyklus in der Halbleiterbranche [52]. Die SC1SC2-Reinigungssequenz wie sie am Fraunhofer ISE durchgeführte wird ist genauer in [53] beschrieben. Nun folgt die simultane Passivierung aller Waferoberflächen mit einer dünnen, thermischen SiO2-Schicht, welche in O2-Atmosphäre in einem Rohrofen erzeugt wird. Mittels PECVD werden nun auf der Zellrückseite Deckschichten auf die thermische SiO2-Passivierung aufgebracht. Diese Deckschichten verbessern einerseits die interne Reflektion an der Zellrückseite [6], zum anderen ermöglichen geeignete PECVD-Deckschichten die Verwendung sowohl eines siebgedruckten als auch eines aufgedampften Al-Rückseitenkontakts. Soll die Metallisierung der Zellrückseite durch physikalische Gasphasenabscheidung („physical vapor deposition“, PVD) von Al erfolgen, wird mittels PECVD ein Siliciumoxid (SiOX) abgeschieden. Erfolgt die Metallisierung der Zellrückseite mittels siebgedruckter Al-Paste wird zusätzlich noch ein Siliciumnitird (SiNX) auf die SiOX-Schicht aufgebracht, ebenfalls mittels PECVD. Diese SiNX-Schicht dient dem Schutz gegen die Al-Paste während des Kontaktfeuerns. Ebenfalls mittels PECVD wird auf der Solarzellenvorderseite eine Antireflexschicht („anti reflection coating“, ARC) aus SiNX abgeschieden. Anschließend wird zunächst mittels Siebdruckverfahren das Vorderseitenkontaktgitter aufgebracht, welches auf die Struktur der lokalen Hochdotierung des selektiven Emitters ausgerichtet ist. Der Kontakt zwischen der gedruckten Ag-Paste und dem Solarzellenemitter entsteht während dem Kontaktfeuerprozess in einem Durchlaufofen. Für die Metallisierung der RS stehen wie bereits erwähnt zwei verschiedene Technologien zur Verfügung – das standardmäßig in der Solarzellenindustrie verwendete Siebdruckverfahren und 21

2.3 PERC-Solarzellen die physikalische Gasphasenabscheidung, wofür eine Pilotanlage mit hohem Durchsatz verwendet wird [54]. Im Falle einer Metallisierung mittels PVD werden die Zellen zunächst in einem Inline Ofen („Fast Firing Ofen“, FFO) gefeuert und erst dann wird die RS mit einer ~2µm dicken Al-Schicht bedampft. Für den Fall einer Metallisierung mittels Siebdruck erfolgt zunächst der Druck Al-Paste direkt nach dem Ag-Pasten-Druck. Erst dann folgt das Kontaktfeuern. Beide Prozessrouten sind in Abbildung 4 gezeigt. Bei vollständig (Vorder- und Rückseite) siebgedruckten Solarzellen werden stets auch lokale Kontaktpads, auch Lötpads genannt, auf die Solarzellenrückseite gedruckt. Für den Druck dieser Lötpads wird ein Ag/AlPastengemisch verwendet. Auf diesen Lötpads können Zellverbinder mittels konventionellem Lötverfahren aufgebracht werden und so mehrerer Solarzellen in einem Modul verschaltet werden. Für Solarzellen mit aufgedampfter Rückseite werden aktuell Möglichkeiten der Lötbarkeit und Modulverschaltung erforscht. Unabhängig von der gewählten Rückseitenmetallisierung erfolgt die Kontaktierung der Solarzellenbasis durch lasergefeuerte Kontakte („laser fired contacts“, LFC) [40]. Dabei wird das Al mit Hilfe eines Lasers durch die dielektrischen Schichten legiert und bildet so einen Kontakt zum Si. Dabei entsteht ein lokales Aluminium Back Surface Field (Al-BSF) im Bereich der Kontakte. Der abschließende Temperschritt wird in einem Durchlauf-Ofen unter Formiergasatmosphäre (FGA, 95% Stickstoff 5% Wasserstoff) durchgeführt. Die Herstellung sämtlicher in dieser Arbeit beschriebenen Solarzellen erfolgt ausschließlich auf industriellen Produktionsanlagen der Fraunhofer ISE Pilotlinie PVTEC [55]. Ebenso handelt es sich bei sämtlichen in dieser Arbeit hergestellten Solarzellen um großflächige Zellen im 156x156 mm² Format.

22

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit 3.1 Motivation und Einleitung Geringe optische Verluste und eine sehr gute Oberflächenpassivierung sind essentiell für hohe Solarzellenwirkungsgrade von PERC-Solarzellen. Die dem Licht zugekehrte Seite der Solarzelle (im Folgenden auch als Vorderseite bezeichnet, kurz VS; die dem Licht abgekehrte Seite wird dementsprechend als Rückseite bezeichnet, kurz RS) ist für die Verringerung von Reflexionsverlusten von großer Bedeutung. Bei monokristallinen Si-Solarzellen werden die Wafer üblicherweise in einer nasschemischen, alkalischen, anisotropen Ätzlösung (z.B. Kaliumhydroxid, kurz KOH) texturiert, wodurch zufällige verteilte aufrechte Pyramiden auf der Oberfläche entstehen. Dieser Prozess erfolgt in der Regel beidseitig, so dass auf VS und RS Pyramiden entstehen. Die Pyramiden auf der Solarzellenvorderseite verringern die Reflexionsverluste und sind somit vorteilhaft für den Solarzellenwirkungsgrad. Andererseits erhöhen die Pyramiden die Oberflächenrekombination und sind somit insbesondere auf der Solarzellenrückseite nachteilig für den Wirkungsgrad der Solarzelle. Die gegenüber einer glatten Oberfläche erhöhte Rekombination einer texturierten Oberfläche ist zum einen in der größeren effektiven Oberfläche begründet. Bei idealer Geometrie der Pyramiden weist ein texturierter monokristalliner Si-Wafer eine gegenüber einer planen Oberfläche um den Faktor 1.73 vergrößerte Oberfläche auf [56]. Dementsprechend höher ist auch die Oberflächenrekombination. Mit thermischem SiO2 passivierte Oberflächen zeigen weitere Eigenschaften, welche die Oberflächenrekombination weiter erhöhen. So ist die Grenzflächenzustandsdichte und die ortsfeste Ladungsdichte von SiO2 passivierten Si-Oberflächen von der Kristallorientierung abhängig [10]. McIntosh und Johnson [57] untersuchten SiO2 passivierte, (100)-orientierte, plane und texturierte Si-Oberflächen und beobachteten für texturierte Oberflächen eine über den Faktor der Oberflächenvergrößerung hinausgehende erhöhte Oberflächenrekombination. Diese führten Sie auf den bei den texturierten Oberflächen hohen Anteil an (111)-orientierten SiOberflächen zurück. Außerdem führen die Ecken und Kanten einer texturierten Oberflächen zu Verspannungen während des SiO2-Wachstums was zu Defekten in der SiO2-Passivierung und auch im Si selbst führen kann [58, 59]. Um die Oberflächenrekombination an der Solarzellenrückseite zu reduzieren ist deshalb eine möglichst plane Solarzellenrückseite von Vorteil. Glunz et. al [60] beobachteten an 23

3.2 Experimentablauf oxidpassivierten PERC-Solarzellen aus FZ-Silicium Wirkungsgradunterschiede von knapp ~ 1 % zwischen einer texturierten und einer sägeschadengeätzten bzw. glanzgeätzten Oberfläche. Eine Möglichkeit Solarzellen mit planer Rückseite zu fertigen ist die einseitige, nasschemische Entfernung der Zufallspyramiden nach dem Textur-Prozess [61]. Der Einfluss solch eines nasschemischen Einseitenpoliturschritts auf den Wirkungsgrad von PERC-Solarzellen ist Gegenstand der neueren Forschung im Bereich der Si-Photovoltaik [43, 50, 62]. Die optischen Eigenschaften von Solarzellen mit planen und texturierten Rückseiten sind ebenfalls unterschiedlich. In der Fachliteratur finden sich verschiedene Arbeiten, die anhand von optischen Simulationen die interne Reflexion von Solarzellen mit planen und texturierten Rückseiten miteinander vergleichen. Kray et al [63] benutzen für ihre Simulation das Phong-Modell [64] und zeigen eine für texturierte Rückseiten höhere Stromdichte als für plane Rückseiten. Dagegen sagt die Arbeit von Wöhrle et al [65] eine höher Generationsstromdichte für plane Rückseiten voraus. Die Simulationen in [65] basieren auf der Verwendung des Transfer-Matrix-Formalismus in Kombination mit geometrischer Optik. In diesem Kapitel wird der Einfluss unterschiedlich restrauer Si-Oberflächen (texturiert, voll planarisiert und verschiedene Zwischenzustände) auf die Oberflächenrekombination, die optischen Eigenschaften sowie auf die Effizienz von Solarzellen untersucht. Die unterschiedlich rauen Oberflächen resultieren aus verschiedenen SiAbträgen während des nasschemischen Einseitenpoliturprozesses. Außerdem wird an Lebensdauerteststrukturen die injektionsabhängige Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit der unterschiedlich restrauen Oberflächen genau analysiert. Weiterhin werden anhand optischer Simulationen die optischen Eigenschaften der verschiedenen Oberflächen und deren Einfluss auf die Solarzelle genauer betrachtet und zu den rekombinatorischen Eigenschaften in Beziehung gesetzt.

3.2 Experimentablauf Der Einfluss der Rückseitenrauheit wird an TOPAS-Solarzellen und Lebensdauerteststrukturen (im Folgenden mit LD-Teststrukturen abgekürzt) untersucht. Schemazeichnungen der TOPAS-Solarzelle und der LD-Teststruktur sind in Abbildung 3 und Abbildung 6 gezeigt.

24

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit

Gr. 1

Gr. 2

Gr. 3

Gr.4

Gr. 5

TOPAS mit aufgedampftem Al-Rückkontakt

Gr. 6

Gr. 7a

Gr. 7b

Gr. 8

TOPAS mit siebgedrucktem Rückkontakt

Alkalische Textur 0 µm

4 µm

Einseitige nasschemische Politurätze: Si-Abtragsvariation 20 µm 0 µm 4 µm 8 µm 8 µm

20 µm

Einseitige POCl3-Rohrofendiffusion + Selektives Laserdotieren PSG-Ätze + SC1-SC2 Reinigung Thermische Oxidation ARC HF-Dip PECVD AlOX PECVD SiOX

PECVD SiOX + SiNX Siebdruck Ag/Al Lötpads + Al-Rückseitenkontakt

Siebdruck Ag-Vorderseitenkontakt Kontaktfeuern IV-Messung PVD Al-Rückseitenkontakt Lokale Lasergefeuerte Kontakte IV-Messung

Formiergastempern IV-Messung

Abbildung 5: Prozesssequenz zur Herstellung der Solarzellen, sowie die unterschiedlichen experimentellen Gruppen. Variiert werden der Si-Abtrag während der nasschemischen Einseitenpoliturätze und die Art der Rückseitenmetallisierung (PVD und SD).

Abbildung 5 zeigt den Prozessfluss und die verschiedenen experimentellen Gruppen des Experiments. Als Ausgangsmaterial dienen p-typ Cz-Si Wafer im 156 psq-Format mit einer Ausgangsdicke von ~200 µm und einem Basiswiderstand ρb von ~2.5 Ωcm. Der Einfluss der verschieden rauen Rückseiten auf die Solarzellenparameter wird sowohl für Solarzellen mit aufgedampfter als auch für Solarzellen mit siebgedruckter RS-Metallisierung untersucht. Während des Politurschritts in einer Durchlauf-Anlage wird die Solarzellenrückseite unterschiedlich stark eingeebnet. Dazu werden SiÄtzabträge von 0, 4, 8 und 20 µm realisiert. Die unterschiedlichen Si-Abträge resultieren in unterschiedlichen rückseitigen Oberflächenstrukturen. Die verschiedenen Abträge werden durch unterschiedliche Durchlaufgeschwindigkeiten der Wafer durch die Anlage erzielt. Die Menge des abgetragenen Si wird anhand von Wiegedaten der Wafer vor und nach dem Politurschritt kontrolliert. Die daraus resultierenden verschieden rauen Oberflächen werden anhand von Konfokalmikroskopaufnahmen und Reflexionsmessungen charakterisiert.

25

3.2 Experimentablauf Bei den Solarzellen mit gedruckter RS-Metallisierung und einem Si-Abtrag von 8 µm werden die thermische SiO2-Rückseitenpassivierung und eine PECVD-AlOXRückseitenpassivierung miteinander verglichen. Dazu wird für Gruppe 7a nach Abscheidung des ARC das thermische SiO2 auf der RS in einem HF-Dip entfernt und die RS anschließend mit einer in etwa gleich dicken PECVD-AlOX-Schicht passiviert. Die PECVD-Deckschichten der Rückseitenpassivierung werden an die jeweiligen Metallisierungskonzepte der RS angepasst. Die Solarzellen mit aufgedampftem Al werden mit einer Schicht aus PECVD-SiOX beschichtet, die siebgedruckten Solarzellen mit einem Schichtsystem aus PECVD-SiOX und PECVD-SiNX. Der Feuerprozess (Prozessreihenfolge und eingestellte Maximaltemperatur) wird ebenfalls entsprechend der Rückseitenmetallisierung gewählt. Die Charakterisierung der Solarzellen erfolgt anhand von IV-Messungen nach dem Kontaktfeuern, nach dem LFC-Prozess und nach dem abschließenden Formiergastempern. Temperatur und Dauer des Temperprozess werden so gewählt, dass der VS-Kontakt nicht negativ beeinflusst wird [66]. Zur eingehenderen Charakterisierung werden IQE-Messungen nach Formiergastempern durchgeführt. Neben den Solarzellen werden LD-Teststrukturen hergestellt, an welchen sich die effektive Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Seff bestimmen lässt. Abbildung 6 zeigt einen schematischen Querschnitt durch eine solche LD-Teststruktur. Für den Fall einer vollflächig passivierten Oberfläche gilt Seff = Spass. Für die LD-Teststrukturen wird hochreines, nach dem Float-Zone-Verfahren hergestelltes monokristallines Silicium (FZ-Si) verwendet. Aufgrund der hohen Reinheit dieses Materials kann für die Volumenlebensdauer τbulk die durch Augerrekombination limitierte, intrinsische Lebensdauer τintr der Überschussminoritätsladungsträger angesetzt werden. Für die Abhängigkeit der intrinsischen Lebensdauer τintr von der Akzeptorkonzentration NA wird die von Kerr und Cuevas [31] gegebene Parametrisierung verwendet. Aufgrund ihres symmetrischen Aufbaus lässt sich bei Kenntnis der Waferdicke W, der durch den Basiswiderstand bedingten Diffusionskontante D und der oben beschriebenen Annahme τbulk = τintr nach Gleichung (26) aus der gemessene effektive Minoritätsladungsträgerlebensdauer τeff die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Spass bestimmen.

26

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit

Passivierung

p-typ FZ-Si

PECVD-SiOX Abbildung 6: Schematische Darstellung eines Querschnitts durch die Lebensdauerteststruktur zur Bestimmung der Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit.

Abbildung 7 zeigt den Experimentablauf zur Herstellung und Charakterisierung der Lebensdauerteststrukturen. Für die Herstellung der LD-Teststrukturen werden p-typ FZ-Si-Wafer im 125er psq Format mit einem Basiswiderstand von ~1 Ωcm verwendet. Die Lebensdauerteststrukturen sind vollständig symmetrisch, d.h. die beidseitig texturierten Proben werden auch beidseitig poliert. Dazu werden während des Einseitenpoliturprozesses zunächst auf einer Seite des Wafers beispielsweise 8 µm Si abgenommen und dann die Probe erneut einseitig poliert, wobei nun 8 µm Si auf der anderen Waferseite abgenommen werden. Auf den LD-Teststrukturen werden dieselben Si-Abträge (0, 4, 8 und 20 µm) wie bei den Solarzellen realisiert. Für jeden dieser Si-Abträge werden LD-Teststrukturen mit thermischer SiO2-Passivierung, beidseitiger PECVD-SiOX-Deckschicht und beidseitig aufgedampftem Al hergestellt. Weiterhin werden zwei verschiedene Temperprozesse (Alneal 1 und Alneal 2) miteinander verglichen. Die beiden Temperprozesse unterscheiden sich in Dauer und eingestellter Temperatur. Der Prozess Alneal 1 ist identisch mit dem auf die Solarzellen angewendeten Prozess. Der Prozess Alneal 2 ist ein deutlich intensiverer Temperprozess von längerer Dauer und höherer Prozesstemperatur. Im Anschluss an das Tempern wird das PVD-Al nasschemisch entfernt und die Minoritätsladungsträgerlebensdauer τeff mittels der QSSPC-Methode [25, 26] und QSSPL-Methode [27, 28] gemessen.

27

3.3 Charakterisierung der Oberflächenbeschaffenheit

Alkalische Textur

Einseitige, nasschemische Politurätze: Si-Abtragsvariation 0, 4, 8, 20 µm (beidseitig) SC1-SC2 Reinigung Thermische Oxidation PECVD SiOX (beidseitig) Kontaktfeuern

PVD-Al (beidseitig) Formiergastempern (Alneal 1)

Formiergastempern (Alneal 2)

Nasschemisches Entfernen PVD-Al QSSPC-Messung

Abbildung 7: Prozesssequenz zur Herstellung symmetrischer LD Proben. Variiert wird der Si-Abtrag während der nasschemischen Einseitenpoliturätze. Um die Symmetrie der Proben zu gewährleisten erfolgt die Einseitenpoliturätze auf beiden Waferoberflächen. Weiterhin werden zwei unterschiedliche Temperprozesse verglichen.

3.3 Charakterisierung der Oberflächenbeschaffenheit Abbildung 8 zeigt Konfokalmikroskopaufnahmen für die unterschiedlichen Ätzabträge. Die vertikale Auflösung des Mikroskops beträgt 150 nm. Abbildung 8 a) zeigt eine texturierte Rückseite, Abbildung 8 b) die Rückseite mit 4 µm Si-Ätzabtrag, Abbildung 8 c) die Rückseite mit 8 µm Si-Ätzabtrag und Abbildung 8 d) zeigt die Rückseite mit 20 µm Si-Abtrag. Anhand der Höhenverteilung sind bereits rein qualitativ deutliche Unterschiede der Oberflächen zu erkennen.

28

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit

a) texturiert

b) 4µm Abtrag

6 µm 3 µm 160 µm

160 µm

0 µm -3 µm -6 µm

c) 8µm Abtrag

d) 20µm Abtrag

Abbildung 8: Konfokalmikroskopaufnahmen der unterschiedlich polierten Si-Oberflächen: a) texturiert, 0 µm Si-Abtrag, b) 4 µm Si-Abtrag, c) 8 µm Si-Abtrag d) 20 µm Si-Abtrag

Parameter welche die Oberflächenbeschaffenheit der verschiedenen Rückseiten quantitativ beschreiben sind die quadratische Rauheit Rq und der Oberflächenvergrößerungsfaktor fA. Die quadratische Rauheit Rq

√

(

)(

)

∑ ∑( (

)

〈 〉)

(33)

ist die arithmetische Quadratur der Abweichung vom Durchschnitt 〈 〉 der gemessenen Höhe, bzw. die Standardabweichung der gemessenen Höhenverteilung, und wird auch als RMS-Oberflächenrauheit (englisch: RMS = Root Mean Square) bezeichnet. Der Oberflächenvergrößerungsfaktor fA (34)

setzt die effektive Oberfläche AE einer rauen Oberfläche zu einer zweidimensional gleichgroßen glatten Grundfläche AG in Beziehung. Die effektive Oberfläche wird mittels einer Computersoftware durch ein polygonales Netzwerk angenähert. 29

3.3 Charakterisierung der Oberflächenbeschaffenheit Beide Parameter lassen sich mit Hilfe eines konfokalen Mikroskops bestimmen. Die quadratische Rauheit kann als Maß für die vertikale Höhenverteilung angesehen werden. Sie enthält jedoch keine Aussage über die horizontale Ausdehnung der Strukturen. Diese wird besser durch den Oberflächenvergrößerungsfaktor fA beschrieben. Tabelle 2 zeigt die aus den unterschiedlichen Si-Abträgen resultierenden Werte für Rq und fA. Die Größen Rq und fA korrelieren mit dem während der Politurätze erzielten SiAbtrag. Ein Abtrag von 0 µm entspricht einer texturierten Oberfläche, für die ein Oberflächenvergrößerungsfaktor von 1.64 bestimmt wird, gleichbedeutend mit einer gegenüber einer glatten Oberfläche um 64 % vergrößerten Oberfläche. Dieser Wert ist nahe an dem für eine ideal texturierte Oberfläche erwarteten fA-Wert von 1.73, welcher sich aus der Kristallstruktur von Si und dem anisotropen Ätzprozess ergibt [56]. Die Werte der hemisphärischen Reflexion (Summe aus direkter und diffuser Reflexion) bei einer Wellenlänge von λ = 600 nm der verschiedenen Oberflächen sind ebenfalls in Tabelle 2 aufgelistet. Die Reflexion nimmt von 11 % für eine texturierte (kein Abtrag) auf 34 % für einen Ätzabtrag von 8 µm zu. Die mit 20 µm Si-Abtrag polierte Oberfläche zeigt nur noch eine geringe Steigerung auf einen Reflexionswert von 35 %. Sind die Pyramiden bis zu einem gewissen Grad abgetragen, so trifft der senkrecht einfallende Lichtstrahl unter einem deutlich größeren Winkel als den ursprünglichen 35° auf die Seitenflächen der Pyramiden und der reflektierte Anteil des Lichts trifft nicht mehr auf die gegenüberliegende Pyramide sondern entweicht, wodurch die Sättigung der Reflexion erklärt wird.

Tabelle 2: Während der Einseitenpolitur erzielte Si-Abträge und die den jeweiligen Oberflächen entsprechende RMS-Rauheit Rq und Oberflächenvergrößerung fA sowie die hemisphärische Reflexion bei 600 nm Wellenlänge. Abtrag (µm)

fA

(µm)

Reflexion bei 600 nm (%)

0

1.64

1.78

11

4

1.24

1.29

25

8

1.14

1.11

34

20

1.03

0.54

35

Rq

30

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit Im Folgenden werden die verschiedenen restrauen Oberflächen durch ihren jeweiligen Oberflächenvergrößerungsfaktor fA identifiziert.

3.4 Solarzellen mit siebgedruckter Rückseitenmetallisierung 3.4.1 IV-Analyse Abbildung 9 zeigt die Solarzellenparameter η, FF, JSC und Voc, der TOPAS-Solarzellen mit SD-Rückseitenmetallisierung für die verschiedenen Oberflächenvergrößerungsfaktoren fA, wie sie nach Formiergastempern gemessen wurden. Für jede Oberfläche sind ebenfalls die bei verschieden eingestellten maximalen Feuertemperaturen erzielten Ergebnisse dargestellt. Tabelle 3 zeigt die zugehörigen Median-Werte der für jede Oberfläche optimierten Feuertemperatur. Mit abnehmender Oberflächenvergrößerung, gleichbedeutend mit einem höheren SiÄtzabtrag, nehmen Leerlaufspannung Voc, Kurzschlussstromdichte JSC, Füllfaktor FF und somit auch der Solarzellenwirkungsgrad η zu. Vergleicht man die Ergebnisse bei fA = 1.64 mit den Ergebnissen bei fA = 1.03, so nimmt der Median von Voc von 618 mV auf 649 mV zu, JSC steigt von 36.9 mA/cm² auf 39.0 mA/cm² an, der FF steigt von 75.4 % auf 76.7 % und der Wirkungsgrad wird schließlich von 17.2 % auf 19.4 % erhöht. Eine glattere Rückseite führt auch zu einem höheren Pseudofüllfaktor pFF, welcher von 80.3 % bei fA = 1.64 auf 82.8 % für fA = 1.03 steigt, was vermutlich durch die geänderte Injektionsabhängigkeit der ORG erklärt wird (siehe dazu Kapitel 3.4.2).

31

3.4 Solarzellen mit siebgedruckter Rückseitenmetallisierung

Abbildung 9: Boxplotdarstellung von η, FF, JSC und Voc in Abhängigkeit des Oberflächenvergrößerungsfaktors fA der Solarzellenrückseite für die TOPAS-Solarzellen mit siebgedruckter Rückseitenmetallisierung. Die verschiedenen eingestellten maximalen Feuertemperaturen werden ebenfalls gezeigt. Die Zellfläche beträgt ~239 cm². Die Messung erfolgt nach Formiergastempern an einem industriellen Zelltester. Die Boxplotdarstellung (siehe Anhang) zeigt Maximal- und Minimalwert (Whisker), Median (Querstrich) und Mittelwert (Quadrat). Jeweils 25 % der Messwerte liegen unterhalb bzw. oberhalb der Box (vgl. dazu auch Anhang). Die Gruppengröße ist am oberen rechten Eck der Box angegeben und beträgt zwischen 3 und 6 Solarzellen.

32

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit

Tabelle 3: Für jeden Si-Abtrag, bzw. Oberflächenvergrößerungsfaktor fA, der mittels SD metallisierten Solarzellen sind die Median-Werte von Voc, JSC, FF, pFF, und η der jeweils besten eingestellten Feuertemperatur (FFO-Temp.) dargestellt. Die Gruppengröße beträgt zwischen 5 und 6 Solarzellen. Die Zellfläche beträgt ~239 cm². Die Messung erfolgt nach Formiergastempern an einem industriellen Zelltester. Ebenfalls aufgelistet ist die für jeden Si-Abtrag über drei Solarzellen gemittelte, aus IQE Messungen extrahierte effektive Diffusionslänge Leff sowie deren Standardabweichung. Abtrag (µm)

fA

Passivie rung

FFO-Temp. (°C)

Voc

JSC

(mV)

0

1.64

SiO2

860

4

1.24

SiO2

8

1.14

8 20

(mA/cm²)

FF (%)

pFF (%)

η (%)

Leff (µm)

618

36.9

75.4

80.3

17.2

255 ± 6

840

646

38.5

74.9

*

82.2

18.6

1120 ± 40

SiO2

860

646

38.7

76.2

82.6

19.0

1270 ± 320

1.14

AlOX

880

644

38.7

76.0

82.3

19.0

2030 ± 230

1.03

SiO2

880

649

39.0

76.7

82.8

19.4

2890 ± 30

*die niedrige optimale Feuertemperatur führt zu einem höheren Kontaktwiderstand der VSMetallisierung.

Eine für raue Oberflächen geringere Leerlaufspannung erklärt sich durch die für raue Oberflächen höhere Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit. Neben der größeren effektiven Oberfläche von rauen Rückseiten, führen auch die durch Spitzen, Ecken und Kanten einer rauen Oberfläche zusätzlich erzeugten Defekte in Si und SiO2-Passivierung [58, 59] sowie der für raue Oberflächen höhere Anteil an (111)orientierten Si-Oberflächen, welche eine höhere Grenzflächenzustandsdichte Dit als (100)-orientierte Oberflächen aufweisen [10], zu einer höheren ORG. Die Verringerung von Voc wirkt sich entsprechend auf JSC und η aus. Weiterhin können veränderte optische Eigenschaften (interne Reflexion) der verschiedenen Oberflächen JSC beeinflussen. Die Kapitel 3.7 und 3.8 analysieren die Einflüsse restrauer SiOberflächen auf die ORG und deren Injektionsabhängigkeit sowie auf die optische Eigenschaften der Oberflächen anhand experimenteller Daten, analytischen Modellrechnungen und optischen Simulationen. Diese Untersuchungen zeigen, dass die Hauptursache für eine Zunahme der Kurzschlussstromdichte JSC mit abnehmender Oberflächenvergrößerung die substantielle Verbesserung der Oberflächenpassivierung für glattere Oberflächen darstellt und die optischen Effekte der verschieden rauen Zellrückseiten von zweitrangiger Bedeutung sind.

33

3.4 Solarzellen mit siebgedruckter Rückseitenmetallisierung Die größten Unterschiede in Voc bzw. in JSC bestehen zwischen einer texturierten Oberfläche und einer Oberfläche mit relativ geringem Si-Ätzabtrag von 4 µm. Der Oberflächenvergrößerungsfaktor fA wird dabei bereits von 1.64 (texturierte Oberfläche) auf 1.24 (4 µm Si-Abtrag) reduziert, die Leerlaufspannung steigt von 618 mV auf 646 mV und JSC nimmt von 36.9 mA/cm² auf 38.5 mA/cm² zu. Neben der deutlichen Verkleinerung der effektiven Oberfläche führt ein Si-Ätzabtrag von 4 µm bereits zu einer Abrundung der Pyramidenspitzen und -kanten. Es ist daher davon auszugehen, dass dadurch die Anzahl der durch Spitzen und Kanten induzierten Defekte in Si und SiO2 deutlich reduziert wird. Eine Sättigung der offenen Kristallbindungen an der Waferoberfläche mit Wasserstoffatomen führt zu einer Verringerung der Grenzflächenzustandsdichte Dit. Für texturierte Oberflächen mit einem hohen Anteil (111)-orientierter Bereiche und dementsprechend hohem Dit wird vermutlich durch den von der SiNX-Deckschicht während des Feuerprozesses freigesetzten Wasserstoffs [67] ein niedrigerer Sättigungsgrad der offenen Kristallbindungen als bei den polierten Oberflächen erreicht. Eine weitere Ursache für die deutlich geringere Leerlaufspannung der Solarzellen mit texturierten Oberflächen ist eine möglicherweise bei diesen Oberflächen auftretende Schädigung der Passivierung durch die gedruckte Al-Paste während des Feuerprozess (siehe dazu Kapitel 3.6). Gegenüber den Oberflächen mit 4 µm Si-Ätzabtrag, bzw. fA = 1.24, nehmen Voc und JSC mit zunehmendem Si-Ätzabtrag, bzw. abnehmendem fA, nur noch geringfügig zu. Die effektive Diffusionslänge Leff nimmt dagegen von 1120 µm bei fA = 1.24 auf 2890 µm fA = 1.03 weiter deutlich zu. Diese Zunahme von Leff wirkt sich jedoch nur noch unwesentlich auf Voc aus, da bereits ein Wert von Leff = 1120 µm etwa der sechsfachen Zelldicke entspricht. Ein Vergleich der mit SiO2 und der mit AlOX passivierten Solarzellen (nur in Tabelle 3 dargestellt) bei einem Si-Abtrag von 8 µm zeigt keinen nennenswerten Unterschied in Voc. Für die Passivierung einer restrauen Solarzellenrückseite sind PECVD-AlOX und thermisches SiO2 somit gleichermaßen geeignet.

3.4.2 IQE-Analyse Abbildung 10 zeigt die differentielle interne Quanteneffizienz (IQE) bei einer Beleuchtungsintensität von ~ 0.15 Sonnen der siebgedruckten TOPAS-Solarzellen mit unterschiedlicher Oberfläche, welche durch ihren fA-Wert charakterisiert ist. Für jede Oberfläche ist die mittlere IQE-Kurve von drei Solarzellen gezeigt. Die Standardabweichung liegt im Bereich der Symbolgröße. Der Fehler auf die IQEMessung beträgt 4 % und ist exemplarisch an einem Datenpunkt dargestellt. Die IQE ist erst ab einer Wellenlänge von 800 nm dargestellt. Wie zu erwarten zeigen sich im kurzwelligen Bereich keine Unterschiede in den IQE-Kurven, da sämtliche Solarzellen identische Vorderseiten aufweisen. Ab einer Wellenlänge von ~900 nm erreicht die 34

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit Absorptionslänge der Photonen die Größenordnung der Waferdicke. Somit werden Einflüsse der Solarzellenrückseite in der IQE-Kurve erst ab 900 nm Wellenlänge sichtbar. Der Einfluss der Rückseitenrauheit auf die IQE der Solarzellen ist in Abbildung 10 deutlich zu erkennen. Die IQE nimmt mit glatter werdender Rückseite (abnehmendem fA) zu. Die IQE der Solarzellen mit texturierter Oberfläche ist im langwelligen Bereich deutlich „eingedrückt“. Die aus der IQE-Messung extrahierten, über je drei Solarzellen gemittelten effektiven Diffusionslängen Leff sind in Tabelle 3 aufgelistet. Diese nimmt von Leff = 255 µm für eine texturierte Rückseite (fA = 1.64) auf Leff = 2890 µm für eine nahezu glatte Rückseite (fA = 1.03) zu. Die IQE Messungen bestätigen, dass der beobachtete Anstieg von Voc mit abnehmender Oberflächenrauheit auf einer verbesserten Rückseitenpassivierung beruht.

1.0 0.8

IQE

0.6 0.4

fA=1.64, SiO2 fA=1.24, SiO2 fA=1.14, SiO2

0.2

fA=1.14, AlOX fA=1.03, SiO2

0.0 800

900

1000

1100

1200

Wellenlänge (nm) Abbildung 10: Globale, differentielle IQE der siebgedruckten TOPAS-Solarzellen mit unterschiedlich rauen Solarzellenrückseiten, charakterisiert durch fA, wie sie bei einer Beleuchtungsintensität von ~0.15 Sonnen gemessen wurde. Dargestellt ist jeweils der Mittelwert der IQE-Kurve von drei Solarzellen. Die Standardabweichung liegt in der Größenordnung der Symbolgröße. Die absolute Messgenauigkeit der IQE-Messung beträgt 4 % und ist exemplarisch für einen Datenpunkt dargestellt.

35

3.4 Solarzellen mit siebgedruckter Rückseitenmetallisierung

1.0

fA=1.64, SiO2 fA=1.24, SiO2

IQE bei 1000 nm

0.9

fA=1.14, SiO2 fA=1.14, AlOX fA=1.03, SiO2

0.8

0.7

0.6 0.01

0.1

Beleuchtungsstärke (Sonnen) Abbildung 11: Globale, differentielle IQE der siebgedruckten TOPAS-Solarzellen mit unterschiedlich rauen Solarzellenrückseiten, charakterisiert durch ihre Oberflächenvergrößerungsfaktoren fA, gemessen bei 1000 nm für verschiedene Beleuchtungsintensitäten. Der Fehler auf die IQE-Messung beträgt 4 % und ist exemplarisch für einen Datenpunkt dargestellt.

Abbildung 11 zeigt die IQE, gemessen bei 1000 nm Wellenlänge, in Abhängigkeit der Beleuchtungsstärken für die verschiedenen restrauen Si-Oberflächen. Der Fehler auf die IQE-Messung beträgt 4 % und ist exemplarisch an einem Datenpunkt dargestellt. Es zeigt sich ein deutlicher Einfluss der Oberflächenrauheit auf die IQE unter geringer Beleuchtungsintensität. Je größer die Oberflächenvergrößerung (hohe fA-Werte) desto ausgeprägter ist die Injektionsabhängigkeit der SiO2-Passivierung. Die rauen Oberflächen (texturiert bzw. fA > 1.2) zeigen schon bei höheren Beleuchtungsstärken eine niedrigere IQE. Diese stärkere Injektionsabhängigkeit insbesondere der voll texturierten Oberflächen (fA = 1.64) kann auch die deutlich niedrigeren pFF-Werte (vgl. Tabelle 3) erklären. Die IQE wird unter Kurzschlussbedingungen gemessen. Am Arbeitspunkt der Solarzelle (MPP) ist die Injektionsdichte (auch Überschussladungsträgerdichte Δn genannt) höher als im Kurzschluss. Hängt, wie im Falle einer SiO2Passivierung, die ORG Spass von Δn ab, führt dies letztendlich auch zu einer von Δn abhängigen Sättigungsstromdichte J01. Für SiO2 passivierte Oberflächen nimmt Spass (in dem hier relevanten Δn-Bereich) mit zunehmendem Δn ab [18] und somit auch J01. In 36

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit der Kennlinie der Solarzelle führt dies zu einem niedrigeren pFF und damit auch zu einem niedrigeren FF. Ein Vergleich der Solarzellen mit AlOX- und SiO2-Rückseitenepassivierung zeigt eine leicht höhere IQE für die mit AlOX passivierten Solarzellen (vgl. Abbildung 10). Auch die effektive Diffusionslänge der mit AlOX passivierten Solarzellen beträgt 2030 µm und ist damit fast doppelt so groß wie die der mit SiO2 passivierten Solarzellen (Leff = 1270 µm). Die Leerlaufspannung und der Pseudofüllfaktor zeigen jedoch keine nennenswerten Unterschiede (siehe Tabelle 3). Aus der Literatur [18] ist bekannt, dass die ORG für thermisch oxidierte Si-Oberflächen mit zunehmender Injektionsdichte abnimmt. Ein ähnliches Verhalten AlOX-passivierter Si-Oberflächen ist dagegen nicht bekannt. Bei der IQE Messung sind die Solarzellen kurzgeschlossen. Die Injektionsdichte ist somit bei der IQE-Messung geringer als bei offenen Klemmen. Dies kann die niedrigeren Leff-Werte der Solarzellen mit thermisch oxidierter Solarzellenrückseite im Vergleich zu den mit AlOX passivierten Solarzellen erklären, obwohl die gemessenen Leerlaufspannungen ähnlich sind. Ein Vergleich der injektionsabhängigen IQE (siehe Abbildung 11) der mit AlOX und der mit SiO2 passivierten Solarzellen mit einem fA von 1.14 bestätigt diese Vermutung und zeigt eine geringere Abhängigkeit der AlOX-Passivierung von der Beleuchtungsstärke.

3.5 Solarzellen mit aufgedampfter Rückseitenmetallisierung 3.5.1 IV-Analyse Abbildung 12 zeigt die Solarzellenparameter η, FF, JSC und Voc der TOPAS-Solarzellen mit PVD-Rückseitenmetallisierung, für die verschiedenen Oberflächenvergrößerungsfaktoren fA und eingestellten Feuertemperaturen, gemessen nach Formiergastempern. In Tabelle 4 sind die dazugehörigen Median-Werte der für jede Oberfläche optimalen Feuertemperatur aufgelistet.

37

3.5 Solarzellen mit aufgedampfter Rückseitenmetallisierung

Abbildung

12:

Boxplotdarstellung

des

Wirkungsgrades

η,

des

Füllfaktors

FF,

der

Kurzschlussstromdichte JSC und der Leerlaufspannung Voc in Abhängigkeit des Oberflächenvergrößerungsfaktors fA der Solarzellenrückseite für die TOPAS-Solarzellen mit aufgedampfter Rückseitenmetallisierung. Die verschiedenen eingestellten maximalen Feuertemperaturen sind ebenfalls gezeigt. Die Zellfläche beträgt ~239 cm². Die Messung erfolgte nach Formiergastempern an einem industriellen Zelltester. Die Boxplotdarstellung (siehe Anhang) zeigt Maximal- und Minimalwert (Whisker), Median (Querstrich) und Mittelwert (Quadrat). Jeweils 25 % der Messwerte liegen unterhalb bzw. oberhalb der Box (vgl. dazu auch Anhang). Die Gruppengröße ist am oberen rechten Eck der Box angegeben und beträgt zwischen 6 und 11 Solarzellen. Der höhere JSC der Gruppe mit fA = 1.14 resultiert aus einer reduzierten Abschattung aufgrund schmalerer Vorderseitenkontaktfinger.

38

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit

Tabelle 4: Für jeden Si-Abtrag, bzw. Oberflächenvergrößerungsfaktor fA, der mittels PVD metallisierten Solarzellen sind die Median-Werte von Voc, JSC, FF, pFF, und η der jeweils optimalen eingestellten Feuertemperatur (FFO-Temp.) dargestellt. Die Gruppengröße beträgt zwischen 7 und 10 Solarzellen. Die Zellfläche beträgt ~239 cm². Die Messung erfolgte nach Formiergastempern an einem industriellen Zelltester. Ebenfalls aufgelistet ist die für jeden Si-Abtrag über drei Solarzellen gemittelte, aus IQE Messungen extrahierte effektive Diffusionslänge Leff sowie deren Standardabweichung. Abtrag (µm)

fA

Passivie rung

FFO-Temp. (°C)

Voc

JSC

(mV)

0

1.64

SiO2

800

4

1.24

SiO2

8

1.14

20

1.03

(mA/cm²)

FF (%)

pFF (%)

η (%)

Leff (µm)

636

37.8

75.9

80.6

18.4

470 ± 70

820

641

38.3

76.5

81.8

18.8

860 ± 120

SiO2

820

644

39.0*

76.2

82.3

19.1

1190 ± 120

SiO2

820

648

38.7

77.0

82.6

19.4

1790 ± 30

*reduzierte Abschattung aufgrund schmalerer Vorderseitenkontaktfinger

Auch im Falle einer aufgedampften Rückseitenmetallisierung führt eine glattere Solarzellenrückseite (kleinerer fA) zu einem Anstieg in Voc, JSC, FF, und somit auch zu einem höheren Solarzellenwirkungsgrad η. Der Median von Voc nimmt von 636 mV bei fA = 1.64 auf 648 mV bei fA = 1.03 zu und JSC steigt von 37.8 mA/cm² auf 38.7 mA/cm². Eine Ausnahme dabei bildet die Gruppe mit 8 µm Si-Abtrag deren JSCMedian aufgrund schmalerer Vorderseitenkontakte und somit einer geringeren Abschattung der Zellfläche bei 39.0 mA/cm² liegt. Der FF steigt von 75.9 % bei fA = 1.64 auf 77.0 % fA = 1.03. Die schmaleren und teilweise lokal unterbrochenen Vorderseitenkontakte der Solarzellen mit 8 µm Si-Abtrag bewirken einen höheren Beitrag des VS-Kontaktgitters zum Serienwiderstand der Solarzelle, was zu einem niedrigeren Füllfaktor führt. Der Wirkungsgrad nimmt insgesamt von 18.4 % bei fA = 1.64 auf 19.4 % bei fA = 1.03 zu. Eine glattere Rückseite führt auch zu einem höheren Pseudofüllfaktor pFF, welcher von 80.6 % auf 82.6 % ansteigt. Wie im Falle der gedruckten Rückseitenmetallisierung sind die dominierenden Effekte die starke Reduzierung von Voc und JSC mit zunehmender RS-Rauheit. Auch hier lässt sich die für raue Oberflächen geringere Leerlaufspannung durch die für raue Oberflächen höhere Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit erklären (aufgrund der größeren effektiven Oberfläche, induzierten Defekten in Si und SiO2 und höherer Grenzflächenzustandsdichte Dit, vgl. Kapitel 3.4.1). Auch hier sei wieder auf die

39

3.5 Solarzellen mit aufgedampfter Rückseitenmetallisierung Kapitel 3.7 und 3.8 verwiesen, welche die Einflüsse restrauer Si-Oberflächen auf ORG und Optik eingehend diskutieren.

3.5.2 IQE-Analyse Abbildung 13 zeigt die IQE der TOPAS-Solarzellen mit aufgedampfter Rückseitenmetallisierung und unterschiedlich rauen Oberflächen, welche durch ihren fA-Wert charakterisiert sind. Für jede Oberfläche ist wieder die mittlere IQE-Kurve von drei Solarzellen gezeigt. Die Standardabweichung liegt im Bereich der Symbolgröße. Der Fehler auf die IQE-Messung beträgt 4 %. Die IQE nimmt mit glatter werdender Rückseite (abnehmendem fA) zu. Bei einer Wellenlänge von 1000 nm liegt die IQE der beinahe glatten Rückseite (fA = 1.03) mit 93 % um mehr als zehn Prozentpunkte über der IQE der Solarzellen mit vollständig texturierter Rückseite (fA = 1.64), welche einen Wert von 82.5 % aufweisen. Die aus der IQE-Messung extrahierten, über je drei Solarzellen gemittelten effektiven Diffusionslängen Leff sind zusammen mit ihren Standardabweichungen in Tabelle 4 aufgelistet. Diese nimmt von Leff = 470 µm für eine texturierten Rückseite (fA = 1.64) auf Leff = 1790 µm für eine nahezu glatte Rückseite (fA = 1.03) zu. Die IQE Messungen bestätigen somit, dass die beobachtete Abnahme von Voc mit zunehmender Oberflächenrauheit durch eine höhere ORG bedingt ist. Diese wird durch die für raue Oberflächen größere effektive Oberfläche, durch vermehrt von rauen Oberflächen induzierte Defekten in Si und SiO2 [58, 59] und einer für (111)-orientierten Oberflächen höheren Grenzflächenzustandsdichte Dit [10] erklärt.

40

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit

1.0 0.8

IQE

0.6 0.4 0.2

fA=1.64 fA=1.24 fA=1.14 fA=1.03

0.0 800

900

1000

1100

1200

Wellenlänge (nm) Abbildung 13: Globale, differentielle IQE der aufgedampften TOPAS-Solarzellen mit unterschiedlich rauen Solarzellenrückseiten, charakterisiert durch ihre Oberflächenvergrößerungsfaktoren fA, gemessen bei einer Beleuchtungsintensität von ~0.15 Sonnen. Dargestellt ist jeweils der Mittelwert der IQE-Kurve von drei Solarzellen. Die Standardabweichung der drei Messungen liegt in der Größenordnung der Symbolgröße. Der absolute Fehler auf die IQE-Messung beträgt 4 % und ist exemplarisch an einem Datenpunkt dargestellt.

Abbildung 14 zeigt die IQE, gemessen bei 1000 nm Wellenlänge, in Abhängigkeit der Beleuchtungsstärke für die verschiedenen Si-Oberflächen. Der Einfluss der Oberflächenrauheit auf die IQE unter geringer Beleuchtungsintensität ist deutlich zu erkennen. Mit zunehmender Oberflächenvergrößerung nimmt die Abhängigkeit von der Beleuchtungsstärke zu. Die IQE der Solarzellen mit nahezu glatter Rückseite (fA = 1.03) nimmt von 0.930 bei einer Beleuchtungsstärke von 0.15 Sonnen auf 0.895 bei einer Beleuchtungsstärke von 0.013 Sonnen ab, was einer relativen Abnahme von ~3.7% entspricht. Die IQE der Solarzellen mit texturierter Rückseite (fA = 1.64) nimmt von 0.843 bei einer Beleuchtungsstärke von 0.15 Sonnen auf 0.693 bei einer Beleuchtungsstärke von 0.013 Sonnen ab, was einer deutlich stärkeren relativen Abnahme von ~ 17.8 % entspricht. Wie bereits in Kapitel 3.4.2 erläutert, verursacht diese starke Injektionsabhängigkeit der ORG die Abnahme des pFF mit zunehmender Oberflächenrauheit. 41

3.6 Vergleich von gedruckter und aufgedampfter Metallisierung

IQE bei 1000 nm

1.0 0.9 0.8 0.7

fA=1.64 fA=1.24

0.6

fA=1.14 fA=1.03

0.5

0.01

0.1

Beleuchtungsstärke (Sonnen) Abbildung 14: Globale, differentielle IQE der aufgedampften TOPAS-Solarzellen mit unterschiedlich rauen Solarzellenrückseiten, charakterisiert durch ihre Oberflächenvergrößerungsfaktoren fA, gemessen bei 1000 nm für verschiedene Beleuchtungsintensitäten. Der absolute Fehler auf die IQE-Messung beträgt 4 % und ist exemplarisch an einem Datenpunkt dargestellt.

3.6 Vergleich von gedruckter und aufgedampfter Metallisierung Der Einfluss unterschiedlich rauer Rückseiten auf die Kenngrößen der Solarzellen ist für die beiden untersuchten Metallisierungsansätze ähnlich. Die am stärksten beeinflussten Kenngrößen sind die Leerlaufspannung und die Kurzschlussstromdichte. Je glatter die Rückseite ist, desto höher sind Voc, JSC und η. Wie in Kapitel 3.1 erwähnt haben rauere Oberflächen eine an sich größere effektive Oberfläche. Im Falle einer thermisch oxidierten Si-Oberfläche erzeugen die Ecken und Kanten einer rauen Oberfläche zusätzlich Defekte im Si und in der SiO2–Passivierung und die Grenzflächenzustandsdichte Dit ist für (111)-orientierte Oberflächen, wie sie die Pyramidenflächen eines alkalisch texturierten (100)-orientierten Si-Wafers aufweisen, deutlich größer.

42

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit Ab einem Si-Abtrag von mindestens 8 µm (fA ≤ 1.14) werden für beide Metallisierungskonzepte ähnliche Werte für Voc gemessen (vgl. Abbildung 9 und Abbildung 12 bzw. Tabelle 3 und Tabelle 4). Die Unterschiede in Voc für SiOberflächen mit fA = 1.24 (4 µm Abtrag) resultieren vor allem aus unterschiedlichen optimalen Feuertemperaturen. Für die texturierten Oberflächen zeigen sich jedoch große Unterschiede in Voc, welche nun erörtert werden. Eine Sättigung der offenen Kristallbindungen an der Waferoberfläche mit Wasserstoffatomen führt zu einer Verringerung von Dit und somit auch zu einer Verringerung der ORG. Der dafür benötigte Wasserstoff wird für die beiden Metallisierungskonzepte auf unterschiedliche Weise bereitgestellt. Im Falle der siebgedruckten Metallisierung dient die SiNX-Deckschicht als Wasserstoffquelle und setzt während des Feuerprozesses Wasserstoff frei [67]. Im Falle der aufgedampften Metallisierung erfolgt die Verringerung der Grenzflächenzustandsdichte durch den sogenannten „Alneal“-Prozesses [68, 69] während des Temperns. Gerade für raue Oberflächen mit einem hohen Anteil (111)-orientierter Oberflächen und dementsprechend hohem Dit können Unterschiede zwischen den beiden Mechanismen bzgl. der bereitgestellten Wasserstoffmenge zu einem unterschiedlichen Sättigungsgrad der offenen Kristallbindungen und damit zu einer unterschiedlichen Oberflächenrekombination führen. Ein weiterer Unterschied kann aus der durch die Metallisierungskonzepte bedingten leicht unterschiedlichen Prozessreihenfolge entstehen. Im Falle der siebgedruckten Rückseitenmetallisierung erfolgt das Kontaktfeuern nach der Rückseitenmetallisierung, im Falle der aufgedampften Rückseitenmetallisierung werden die Solarzellen mit nicht metallisierter Rückseite gefeuert (vgl. Abbildung 4). Tabelle 5 zeigt die Mediane der Solarzellenparameter RS, FF, JSC und Voc der Solarzellen mit Siebdruckrückseitenkontakt wie sie direkt nach dem Feuerprozess (860°C eingestellte Maximaltemperatur) gemessen wurden. Die Messung erfolgt also vor der eigentlichen elektrischen Kontaktierung der Solarzellenrückseite mit LFCs. Dementsprechend sollte zu diesem Zeitpunkt bei intaktem Rückseitendielektrikum der Serienwiderstand der Solarzelle sehr hoch sein und lediglich ein geringer Strom fließen. Die in Tabelle 5 aufgelisteten Mediane zeigen jedoch, dass bei einer texturierten Rückseite (0 µm SiAbtrag) Füllfaktoren von bis zu 50 % und Kurzschlussstromdichten von 21 mA/cm² gemessen werden. Der RS-Wert ist mit 10 Ωcm2 um gut eine Größenordnung kleiner als bei einer nahezu glatten Rückseite (RS = 113 Ωcm2 für fA = 1.03). Diese teilweise elektrische Kontaktierung kann durch die folgende Modellvorstellung erklärt werden: Ähnliche wie bei der Kontaktierung der Solarzellenvorderseite ätzt sich die Al-Paste während des Feuerprozess lokal durch die darunterliegenden dielektrischen Schichten [70]. Defekte oder „Pinholes“ in den Dielektrischen Schichten begünstigen das Durchfeuern der Al-Paste [71]. Die Ecken und Kanten einer rauen Oberfläche 43

3.7 Analyse der Oberflächenrekombination scheinen dabei das Entstehen von „Pinholes“ bzw. das Durchfeuern der Paste durch die Passivierung zu begünstigen. Auf diese Weise entstehen ungewollte lokale Kontakte, welche Bereiche erhöhter Rekombination darstellen und die Leerlaufspannung insbesondere für die voll texturierte Oberfläche reduzieren. Weiterhin scheint dieser Effekt durch höhere Feuertemperaturen verstärkt zu werden (vgl. Abbildung 9). Die nach dem Kontaktfeuern gemessenen Voc-Werte stimmen sehr gut mit den nach FGA gemessenen Voc-Werten überein (vgl. Tabelle 5). Somit lässt sich mit Hilfe einer IV-Messung nach Kontaktfeuern bereits die mögliche Leerlaufspannung der fertigen Solarzelle abschätzen.

Tabelle 5: Median-Werte von RS, FF, JSC, und Voc, für jeden Si-Abtrag, bzw. Oberflächenvergrößerungsfaktor fA, gemessen nach Kontaktfeuern bei 860°C eingestellter Maximaltemperatur. Die Messung erfolgt also vor der eigentlichen Kontaktierung der Solarzellenrückseite mit LFCs. Ebenfalls gezeigt ist der Voc-Wert der bei 860°C gefeuerten fertigen Solarzellen, wie er nach Tempern in FGA gemessen wurde. Die Gruppengröße beträgt zwischen 3 und 6 Solarzellen. Die Zellfläche beträgt ~239 cm². Abtrag (µm)

fA

0

1.64

4

Passivierung

JSC

Voc

Voc,nFGA

Ωcm

FF (%)

(mA/cm²)

(mV)

(mV)

SiO2

10

50.1

21.0

616

618

1.24

SiO2

26

32.3

15.6

639

638

8

1.14

SiO2

85

27.4

5.9

644

646

8

1.14

AlOX

126

27.2

3.8

639

644

20

1.03

SiO2

113

27.2

4.2

646

650

RS 2

3.7 Analyse der Oberflächenrekombination In diesem Kapitel wird anhand der hergestellten Lebensdauerteststrukturen die ORG der verschiedenen Oberflächen analysiert. Bzgl. Aufbau und Herstellung der LDTeststrukturen sei auf Kapitel 3.2 bzw. Abbildung 6 und Abbildung 7 verwiesen.

44

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit

3.7.1 Vergleich unterschiedlicher Alneal-Prozesse In diesem Kapitel wird die Wirkung zweier Temperprozesse auf die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit untersucht. Die beiden Temperprozesse werden mit Alneal 1 und Alneal 2 bezeichnet. Der Prozess Alneal 1 wird auch für die Solarzellen verwendet, Alneal 2 ist ein deutlich intensiverer Temperprozess mit höherer Prozesstemperatur und verlängerter Prozessdauer. Abbildung 15 zeigt die an den LD-Teststrukturen ermittelte ORG Spass in Abhängigkeit des Oberflächenvergrößerungsfaktors fA für die beiden untersuchten Temperprozesse. Die ORG wird gemäß Gleichung (26) aus der mittels QSSPC bei einer Injektionsdichte von Δn = 5·1014 cm-3 gemessenen effektiven Minoritätsladungsträgerlebensdauer τeff bestimmt. Auf τeff wird ein Fehler von 10 % angenommen. Ebenfalls dargestellt ist ein empirischer Fit an die Messdaten gemäß der exponentiellen Funktion ( )

[ (

)]

(35)

Die ORG-Werte gemäß Abbildung 15 sind in Tabelle 6 aufgelistet. Tabelle 7 zeigt die aus dem Fit extrahierten Parameter S0 und c. Der Vorfaktor S0 lässt sich als ORG einer vollständig planen Oberfläche (fA = 1) interpretieren. Bzgl. der Abhängigkeit der ORG von fA bestätigen die Ergebnisse der QSSPC Lebensdauermessungen für beide Alneal-Prozesse im Wesentlichen die in Kapitel 3.4 und 3.5 beschriebenen Ergebnisse der IQE- und IV-Messungen an den Solarzellen. Die ORG nimmt mit zunehmender Oberflächenvergrößerung zu. Die Ursachen hierfür (vgl. Kapitel 3.4) sind die größere effektive Oberfläche, von rauen Oberflächen vermehrt induzierte Defekten in Si und SiO2 [58, 59] und ein für raue Oberflächen höherer Anteil an (111)-orientierten Si-Oberflächen, gleichbedeutend mit einer höheren Grenzflächenzustandsdichte Dit [10].

45

3.7 Analyse der Oberflächenrekombination

ORG Spass (cm/s)

Alneal 1 Alneal 2

1000

100

10

1.0 1.1 1.2 1.3 1.4 1.5 1.6 1.7

Oberflächenvergrößerungsfaktor fA -3

Abbildung 15: Aus QSSPC-Messungen bei einer Injektionsdichte von Δn = 5·1014 cm ermittelte ORG Spass (Symbole) der verschiedenen LD-Teststrukturen aufgetragen gegen den Oberflächenvergrößerungsfaktor fA. Ebenfalls gezeigt ist ein exponentieller Fit (Linien) gemäß Gleichung (35) an die Daten jeder LD-Teststruktur, deren Parameter in Tabelle 7 aufgelistet sind.

Tabelle 6: Die an den unterschiedlich passivierten und thermisch behandelten LD-Teststrukturen bestimmte ORG für die verschiedenen realisierten Si-Abträge, bzw. fA-Werte. Abtrag (µm)

fA

ORG Alneal 1 (cm/s)

ORG Alneal 2 (cm/s)

0

1.64

4812

243

4

1.24

403

66

8

1.14

325

59

20

1.03

110

41

46

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit

Tabelle 7: Vorfaktor S0 und Exponent c des exponentiellen Fits nach Gleichung (35) an die auf den unterschiedlich thermisch behandelten LD-Teststrukturen experimentell bestimmte Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit. Teststruktur

Vorfaktor S0

Exponent c

(cm/s) Alneal 1

101 ± 16

6.1 ± 0.5

Alneal 2

37 ± 3

2.9 ± 0.2

Die thermisch oxidierten und mit dem Prozess Alneal 1 behandelten Teststrukturen zeigen für alle Oberflächen höhere ORG-Werte und auch eine stärker Abhängigkeit von fA als die mit dem Prozess Alneal 2 behandelten Teststrukturen. So nimmt für die mit dem Prozess Alneal 1 behandelten Teststrukturen die ORG Spass von 110 cm/s bei fA = 1.03 auf 4812 cm/s bei fA = 1.64 zu, was einem ungefähr 44 Mal so großen Wert entspricht. Die thermisch oxidierten und mit dem Prozess Alneal 2 behandelten Teststrukturen zeigen dagegen deutlich geringere Spass-Werte und auch eine geringere Abhängigkeit von fA. Für diese nimmt die ORG von 41 cm/s bei fA = 1.03 auf 243 cm/s bei fA = 1.64 zu, was einem ungefähr sechs Mal so großen Wert entspricht. Dies spiegelt sich auch in dem Exponenten c der angepassten Funktion (Gleichung (35)) wieder, welcher für Alneal 1 etwa doppelt so groß ist (vgl. Tabelle 7). Der Einfluss einer rauen Oberfläche auf die ORG ist somit für SiO2 passivierte und schwach getemperte (Alneal 1) Oberflächen deutlich stärker ausgeprägt als für SiO2 passivierte und stark getemperte (Alneal 2) Oberflächen. Eine mögliche Erklärung liegt in dem bereits erwähnten höheren Anteil an (111) orientierten Oberflächen für texturierte oder restraue Oberflächen, welche eine höhere Grenzflächenzustandsdichte Dit aufweisen [10]. Die Wirkung der thermischen SiO2 Passivierung beruht im Wesentlichen auf einer Absenkung von Dit, wobei Wasserstoff eine entscheidende Rolle spielt. Die Absättigung von Dit an der SiO2/Si-Grenzfläche durch Wasserstoff geschieht bei dem sogenannten Alneal-Prozesses [68, 69] während des Temperns von SiO2 passivierten mit PVD-Al metallisierten Si-Oberflächen. Für Oberflächen mit einem hohen Anteil (111) orientierter Bereiche ist dieser Alneal-Effekt von größerer Bedeutung als für vergleichsweise glatte Oberflächen mit überwiegend (100) orientierten Bereichen, da für das Erreichen einer niedrige ORG entsprechend mehr Störstellen abgesättigt werden müssen. Der Prozess Alneal 1 wird auch für die Solarzellen verwendet. Jedoch sind im Unterschied zu den Solarzellen die LD-Teststrukturen während des Temperprozesses beidseitig metallisiert. Dies führt zu einer gegenüber den Solarzellen veränderten 47

3.7 Analyse der Oberflächenrekombination Wärmezufuhr, weshalb sich die auf den LD-Teststrukturen ermittelten Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeiten vermutlich deutlich höher sind und sich nicht direkt auf die Solarzellen übertragen lassen. Dennoch zeigen die Daten welchen Einfluss die restraue Oberfläche auf die ORG hat und sie verdeutlichen auch den großen Einfluss des Alneal-Prozesses auf die ORG.

Abbildung 16: Boxplot-Darstellung (siehe Anhang) der Leerlaufspannung Voc der Solarzellen mit rückseitiger PVD-Metallisierung gemessen mit einem industriellen Zelltester

vor und nach

Formiergastempern aufgetragen gegen den Oberflächenvergrößerungsfaktor fA. Die Gruppengröße ist am oberen rechten Eck der Box angegeben und beträgt zwischen 7 und 10 Solarzellen

Die enorme Wichtigkeit des Alneal für die ORG der mit thermischem SiO2 passivierten und PVD-Al metallisierten Solarzellen zeigt auch die vor und nach Tempern gemessene Leerlaufspannung, welche in Abbildung 16 dargestellt ist. Es ist ein Anstieg in Voc von bis zu ~ 50 mV aufgrund des oben erwähnten Alneal-Effekts zu beobachten. Die Solarzellen wurden mit dem Prozess Alneal 1 behandelt. Höhere Temperaturen führen zu einer Degradation der Vorderseitenkontakte [66]. Wie bereits erwähnt, sind aufgrund der unterschiedlichen Wärmeeinkopplung die Ergebnisse der Solarzellen und LD-Teststrukturen nicht direkt vergleichbar. Jedoch zeigen Solarzellen und Lebensdauerteststrukturen qualitativ ein ähnliches Verhalten (vgl. Abbildung 15).

48

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit Da intensives Tempern (Alneal 2) bereits bei höheren fA-Werten eine akzeptable ORG erreicht, stellt im Hinblick auf die Fertigung von Solarzellen die Entwicklung temperstabiler Vorderseitenkontakte einen vielversprechenden Ansatz zur weiteren Wirkungsgradsteigerung dar.

3.7.2 Modellierung der injektionsabhängigen ORG Wie bereits in den Kapiteln 3.4.2 und 3.5.2 gezeigt, weisen Solarzellen mit glatten Rückseiten (fA = 1.03) bei schwacher Beleuchtungsintensität eine stabilere IQE bei 1000 nm Wellenlänge auf als Solarzellen mit texturierten Rückseiten (fA = 1.64) (siehe Abbildung 11 und Abbildung 14). Abbildung 17 zeigt die an den LD-Teststrukturen (thermische SiO2-Passivierung, Prozess Alneal 2) nach Gleichung (26) aus QSSPLMessungen der effektiven Lebensdauer τeff bestimmte ORG Spass in Abhängigkeit der Injektionsdichte Δn. Die unterschiedlich rauen Oberflächen sind durch ihre fA-Werte charakterisiert. Auf τeff wird ein Fehler von 10 % angenommen, welcher sich auf die ORG fortpflanzt und exemplarisch an einzelnen Datenpunkten dargestellt ist. Die QSSPL-Methode ermöglicht eine Bestimmung der ORG bei geringeren Injektionsdichten Δn als die QSSPC-Methode. Die mittels QSSPL bestimmten Minoritätsladungsträgerlebensdauern wurden mit Hilfe eines injektionsunabhängigen konstanten Faktors auf die mittels QSSPC bei einer Injektionsdichte von Δn = 5·1014 cm-3 gemessenen Minoritätsladungsträgerlebensdauern skaliert. Für die Berechnung der ORG nach Gleichung (26) wird für den hier betrachteten Injektionsbereich eine injektionsunabhängige intrinsische Lebensdauer und eine injektionsunabhängige Diffusionskonstante D von 27.09 cm2/s angenommen. Beides ist für Injektionsdichten Δn < 1·1016 cm-3 eine gute Näherung [31, 72, 73].

49

3.7 Analyse der Oberflächenrekombination

10000

fA=1.64

ORG Spass (cm/s)

fA=1.64 fA=1.24 fA=1.14

1000

fA=1.03

100

10 1E10 1E11 1E12 1E13 1E14 1E15 -3

Injektionsdichte n (cm ) Abbildung 17: Modellierte (Linien) und mittels QSSPL gemessene (Symbole) injektionsabhängige ORG Spass der symmetrischen SiO2 passivierten LD-Teststrukturen. Die durchgezogenen Linien wurden mit einer

ortsfesten Ladungsdichte von 12

Qf = 5·1011 cm-2

berechnet, die gestrichelte Linie

mit

-2

Qf = 1·10 cm und angepassten J02,ORLZ und Dit Werten, um den höheren Anteil an (111)-orientierten Oberflächen zu berücksichtigen Die für die Modellierung verwendeten Parameter sind in Tabelle 8 und Tabelle 9 aufgelistet.

Wie aus Abbildung 17 ersichtlich nimmt die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit für sämtliche Oberflächenstrukturen mit abnehmender Injektionsdichte zu. Die in Abbildung 17 gezeigten Linien zeigen analytische Berechnungen der injektionsabhängigen ORG unter Verwendung des Rekombinationsmodells von Glunz et al [17] (beschrieben in Kapitel 2.1.6). Die für die analytische Berechnung benötigten Größen und ihre jeweiligen Werte sind in Tabelle 8 dargestellt. Für die analytische Modellierung der ORG werden die Grenzflächenzustandsdichte Dit,midgap, die Sättigungsstromdichte J02,ORLZ und der Parallelwiderstand Rp,ORLZ variiert. Die für die verschiedenen Oberflächen erhaltenen Werte von Dit,midgap, J02,ORLZ und Rp,ORLZ sind in Tabelle 9 aufgelistet. Für Injektionsdichten Δn < 1·1012 cm-3 dominiert Rp,ORLZ die modellierte ORG. Rekombination durch J02,ORLZ beeinflusst die ORG vor allem für Injektionsdichten zwischen Δn = 1·1012 cm-3 und Δn = 1·1014 cm-2 und für Injektionsdichten Δn > 1·1014 cm-3 überwiegt bei der Berechnung der ORG der 50

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit Einfluss der Grenzflächenzustandsdichte Dit,midgap. Die auf diese Weise ermittelte Werte für Dit,midgap und die verwendeten ortsfesten Ladungsdichten Qf stimmen sehr gut mit direkt aus Kapazitäts-Spannungs-Messungen ermittelten Werten aus einer anderen Arbeit überein [74], in welcher eine der hier verwendeten thermische SiO2Passivierungen sehr ähnliche thermische SiO2-Passivierung verwendet wurde. Für die texturierte Oberfläche (fA = 1.64) wird in Abbildung 17 ein zweite Berechnung der injektionsabhängigen ORG mit einer ortsfesten Ladungsdichte von Qf = 1·1012 cm-2 gezeigt (gestrichelte Linie), um die aus der Literatur bekannte Abhängigkeit der ortsfesten Ladungsdichte von der Kristallorientierung zu berücksichtigen, welche für (111) orientierte Oberflächen höher ist als für (100) orientierte Oberflächen [10]. Das Modell gibt die experimentellen Daten sehr gut wieder. Die Ergebnisse der analytischen Modellierung bestätigen die für texturierte Oberflächen, gleichbedeutend mit einem höheren Anteil an (111)-orientierten Oberflächen, erwarteten höheren Grenzflächenzustandsdichten Dit,midgap. Weiterhin zeigen die Oberflächen mit fA > 1.2 niedrigere Parallelwiderstände Rp,ORLZ und höhere Sättigungsstromdichten J02,ORLZ. Ursache hierfür sind sehr wahrscheinlich die höhere Anzahl an Ecken und Kanten einer texturierten bzw. restrauen Oberfläche. So ist J02,ORLZ für texturierte Oberflächen um eine Größenordnung höher als für plane Oberflächen und auch der für texturierte Oberflächen bestimmte Rp,ORLZ beträgt nur knapp ein Fünftel des Rp,ORLZ für plane Oberflächen. Dies führt dazu, dass mit thermischem Oxid passivierte Si-Oberflächen in besonderem Maße auf eine Restrauigkeit der Oberfläche reagieren. Hingegen ist für Feldeffektpassivierungen welche eine Akkumulation an der Oberfläche hervorrufen, wie dies für AlOXSchichten der Fall ist, eine geringere Abhängigkeit der ORG Spass von der Oberflächenrauigkeit zu erwarten [75].

51

3.7 Analyse der Oberflächenrekombination

Tabelle 8: Verwendete Eingabeparameter für die analytische Modellierung der injektionsabhängigen ORG nach [16] und [17] in Abbildung 17. Symbol

Größe

Wert

T

Temperatur

25°C

NA

Akzeptorkonzentration

1.42·1016 cm-3

doxid

Oxiddicke

100 nm

df

Abstand der ortsfesten Ladung von der Si/Isolator-Grenzfläche

2 nm

σg

Breite der Gauß-Verteilung des Oberflächenpotentials

2.25·Vth

Qf

Ortsfeste Ladungsdichte

variabel

Dit,midgap

Grenzflächenzustandsdichte

variabel

Rp,ORLZ

Parallelwiderstand der Oberflächenraumladungszone

variabel

J02,ORLZ

Sättigungsstromdichte der Diode in der Oberflächenraumladungszone

variabel

Tabelle 9: Verwendete Eingabeparameter, angepasst an die unterschiedlich rauen Oberflächen, für die analytische Modellierung der injektionsabhängigen ORG nach [16] und [17] in Abbildung 17. Abtrag (µm)

fA

0

Qf (1/cm2)

(eV cm )

(nA/cm )

(kΩcm2)

1.64

1·1012

4.0·1011

30

15

0

1.64

5·1011

2.0·1011

25

15

4

1.24

5·1011

8.3·1010

4

40

8

1.14

5·1011

8.2·1010

3

110

20

1.03

5·1011

5.5·1010

3

80

Dit,midgap -1

52

-2

J02,ORLZ 2

Rp,ORLZ

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit

3.8 Optische Eigenschaften der restrauen Solarzellenrückseite 3.8.1 Erörterung der Fragestellung Abbildung 18 zeigt Reflexionsmessdaten der rückseitig mit PVD-Al metallisierten TOPAS-Solarzellen für Wellenlängen größer 1000 nm. Die ansteigende Reflexion in diesem Wellenlängenbereich wird auch als „Escape-Reflexion“ bezeichnet. Damit ist Licht gemeint welches mindestens einmal intern an der Solarzellenrückseite reflektiert wird und die Solarzelle wieder auf der Vorderseite verlässt, der Solarzelle also „entflieht“. Die verschiedenen rauen Zellrückseiten sind in Abbildung 18 durch den Oberflächenvergrößerungsfaktor fA charakterisiert. Für jede Oberfläche sind die über drei Solarzellen gemittelten Reflexionsmessdaten dargestellt. Aus Abbildung 18 wird deutlich, dass mit abnehmendem Oberflächenvergrößerungsfaktor fA die EscapeReflexion zunimmt. Allerdings nimmt aufgrund des größeren Si-Abtrag mit abnehmendem fA auch die Zelldicke ab, wodurch die Weglänge des Lichts in der Solarzelle verringert wird. Aufgrund der Messdaten bleibt somit unklar ob, die für glattere Rückseiten höhere Escape-Reflexion auf einer geringeren Licht-Absorption im Si-Wafer (aufgrund der geringeren Zelldicke) oder auf einer höheren interne Rückseitenreflexion beruht. Es ist also unklar, ob die für glattere Rückseiten gemessene höhere Escape-Reflexion positiv oder negativ zu bewerten ist. Zur Klärung dieser Frage werden in diesem Kapitel drei verschieden Ansätze zur Beschreibung der optischen Eigenschaften der unterschiedlich rauen Rückseiten genutzt.

53

3.8 Optische Eigenschaften der restrauen Solarzellenrückseite

0.5 fA=1.64

0.4

fA=1.24

Reflexion

fA=1.14

0.3

fA=1.03

0.2 0.1 0.0 1000

1100

1200

Wellenlänge (nm) Abbildung 18 Reflexionsdaten der Topas-Solarzellen mit PVD-Metallisierung und unterschiedlich rauer Solarzellenrückseite, gekennzeichnet durch den jeweiligen Oberflächenvergrößerungsfaktor fA. Für jede Oberfläche ist der Mittelwert über drei Solarzellen dargestellt.

3.8.2 Inverse IQE Methode Der erste Ansatz beruht auf einem von Rand und Basore [76] vorgeschlagenen Verfahren zur Bestimmung der optischen Weglänge von langwelligem Licht in einer Solarzelle. Dazu wird die inverse, an einer Solarzelle gemessene wellenlängenabhängige IQE gegen die Absorptionslänge von Licht der entsprechenden Wellenlänge aufgetragen und eine Gerade angepasst. Aus Steigung und yAchsenabschnitt einer Geradenanpassung an die experimentellen Daten lassen sich zusammen mit gemessenen Reflexionsmessdaten die interne Rückseitenreflexion ρback und die interne Vorderseitenreflexion ρfront der Solarzelle sowie die Anzahl der Durchläufe Z0 von Licht mit einer Wellenlänge λ = 1200 nm durch die Solarzelle bestimmen. Das Produkt Z0W aus Anzahl der Durchläufe mit der Solarzellendicke W ergibt dann die effektive optische Weglänge von Licht mit λ = 1200 nm in der Solarzelle. Für eine genauere Erläuterung der Methode sei auf die Originalarbeit [76] verwiesen.

54

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit Tabelle 10 zeigt die so bestimmten Werte für ρback, ρfront, Z0 und Z0W für die verschieden rauen Oberflächen. Da sämtliche Solarzellen identisch prozessierte Vorderseiten aufweisen sind die Unterschiede in ρfront erwartungsgemäß klein. In der internen Rückseitenreflexion sind hingegen deutliche Unterschiede zu erkennen. Diese nimmt von 92.5 % für fA = 1.64 auf 95 % für fA = 1.03 zu. Auch die Anzahl Z0 der Lichtdurchläufe bei 1200 nm Wellenlänge erhöht sich von 13.8 für fA = 1.64 deutlich auf 24.7 für fA = 1.03, was nahezu einer Verdoppelung bedeutet. Dieser Unterschied wird durch die geringere Solarzellendicke der Solarzellen mit nahezu glatten Oberflächen teilweise ausgeglichen. Die effektive optische Weglänge Z0W bei fA = 1.64 beträgt 2480 µm und bei fA = 1.03 ist Z0W = 3900 µm. Der Effekt der höheren internen Rückseitenreflexion wird also teilweise durch die geringere Zelldicke kompensiert. Diese Ergebnisse legen somit nahe, dass eine glattere Rückseite zu einem besseren Lichteinfang führt und so eine höhere Photostromdichte Jph generiert.

Tabelle 10: Zelldicke W, interne Rück- und Vorderseitenreflexion ρback und ρfront, die Anzahl der Durchläufe Z0 durch die Solarzelle von Licht mit einer Wellenlänge von 1200 nm, sowie die effektive optische Weglänge Z0W in Abhängigkeit von fA, wie sie gemäß der in [76] vorgestellten Methodik aus IQE- und Reflexionsmessungen bestimmt wurde. Abtrag (µm)

fA

W (µm)

ρback (%)

ρfront (%)

Z0

Z0W (µm)

0

1.64

179

92.5

95.5

13.8

2480

4

1.24

176

94.4

95.8

19.8

3490

8

1.14

171

94.2

95.4

21.7

3700

20

1.03

158

95.0

95.8

24.7

3900

3.8.3 PC1D Simulation Eine weitere Möglichkeit zur Untersuchung der optischen Eigenschaften der verschiedenen Oberflächen und ihre Bedeutung für die Solarzelle bietet die Verwendung der Solarzellensimulationssoftware PC1D [77]. Dazu wird in einem ersten Schritt die experimentell gemessene Escape-Reflexion der verschiedenen Zellrückseiten empirisch mit PC1D reproduziert, wobei die Art der Reflexion – diffus oder spiegelnd – und die interne Rückseitenreflexion ρback angepasst werden. Die interne Vorderseitenreflexion ρfront wird für alle Rückseiten konstant mit 93 % angenommen. Die Zelldicke wird entsprechend den verschiedenen Si-Abträgen 55

3.8 Optische Eigenschaften der restrauen Solarzellenrückseite angepasst, und die freie Ladungsträgerabsorption wird ebenfalls berücksichtigt. Mit den auf diese Weise bestimmten optischen Eigenschaften wird nun im nächsten Schritt die experimentell bestimmte IQE der unterschiedlich rauen Rückseiten empirisch reproduziert. Dazu wird im Wesentlichen die ORG der Solarzellenrückseite angepasst. Abbildung 19 zeigt beispielhaft für die texturierte (fA = 1.64) und nahezu glatte (fA = 1.03) Oberfläche die experimentell bestimmten IQE- und Reflexionsdaten (Symbole in Abbildung 19) sowie die entsprechenden Simulationen mit PC1D (Linien). Die für die PC1D-Simulationen der verschieden rauen Solarzellenrückseiten verwendeten Parameter sind in Tabelle 11 aufgelistet. Simulation und experimentelle Daten stimmen sehr gut überein. Die mittels PC1D bestimmten Werte für ρback nehmen mit abnehmendem Oberflächenvergrößerungsfaktor fA von 90.4 % bei fA = 1.64 auf 93.3 % für fA = 1.03 zu und bestätigen somit den aus der inversen IQEMethode [76] bestimmten Trend. Im Falle der inversen IQE-Methode nimmt ρb für glatte Rückseiten (fA = 1.03) gegenüber texturierten Rückseiten (fA = 1.64) um 2.5 %abs zu, aus den PC1D-Simulationen folgt eine Zunahme um 2.9 %abs. Die mit PC1D ermittelten absoluten Werte für ρback liegen jedoch etwas niedriger. Die mittels PC1D bestimmten Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeiten der verschieden rauen Zellrückseiten stimmen gut mit den auf den LD-Teststrukturen bestimmten Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeiten überein (vgl. Abbildung 15). Dabei ist zu berücksichtigen, dass die IQE im Kurzschluss gemessen wird, weswegen die Injektionsdichte bei Δn = 1·1014 cm-3 bis 1·1013 cm-3 liegt, die LDTeststrukturen jedoch bei Δn = 5·1014 cm-3 ausgewertet werden und die ORG von SiO2-passivierten Oberflächen mit abnehmender Injektionsdichte zunimmt (vgl. Abbildung 17). Weitere Abweichungen können durch den unterschiedlichen Einfluss der Temperprozesse auf Solarzellen und LD-Teststrukturen aufgrund einseitiger bzw. beidseitiger Metallisierung entstehen sowie den nur auf den Solarzellen vorhanden LFC-Kontakten, welche Bereiche erhöhter Rekombination darstellen. Diese beiden Effekte sind jedoch gegenläufig und kompensieren sich teilweise.

56

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit

1.0 IQE

IQE, Reflexion

0.8 0.6

fA=1.64 fA=1.03

0.4 0.2

Reflexion

0.0 800

900

1000

1100

1200

Wellenlänge  (nm) Abbildung 19: Mit PC1D simulierte und experimentell gemessene Reflexion und IQE einer Solarzelle mit texturierter (fA = 1.64) und einer nahezu glatten (fA = 1.03) Rückseite.

Tabelle 11: Die für die verschieden rauen Rückseiten und teilweise in Abbildung 19 gezeigten PC1DSimulationen verwendeten, die Optik (Reflexionsart und interne Rückseitenreflexion ρback) und die Rekombination (ORG) beschreibenden Parameter. Ebenfalls gezeigt sind die mit diesen Paramtern mit PC1D simulierten Photogenerationstromdichten Jph,PC1D und Kurzschlussstromdichten JSC,PC1D, welche in Abbildung 20 gezeigt sind sowie die bei den Simulationen berücksichtigte Zelldicke W. Abtrag (µm)

fA

W (µm)

Reflexionsart

ρback (%)

ORG (cm/s)

(mA/cm )

(mA/cm2)

0

1.64

179

diffus

90.4

950

42.06

40.3

4

1.24

176

spiegelnd

92.6

430

42.03

40.9

8

1.14

171

spiegelnd

92.9

300

41.98

41.1

20

1.03

158

spiegelnd

93.3

200

41.83

41.2

57

Jph,PC1D 2

JSC,PC1D

3.8 Optische Eigenschaften der restrauen Solarzellenrückseite Mit den so bestimmten die Optik und die Rekombination beschreibenden Parametern lässt sich nun mit PC1D die generierte Photostromdichte Jph,PC1D und die Kurzschlussstromdichte JSC,PC1D unter Berücksichtigung der Solarzellendicke W simulieren. Für die Simulation der Kurzschlussstromdichte JSC,PC1D werden Abschattungen der Solarzellenvorderseite durch das Kontaktgitter nicht mit berücksichtigt. Tabelle 11 zeigt die für die verschieden rauen Oberflächen erhaltenen Werte von Jph,PC1D und JSC,PC1D. Die generierte Photostromdichte Jph,PC1D nimmt mit abnehmender Oberflächenvergrößerung fA ab. Die mit glatter werdenden Rückseiten zunehmende Rückseitenreflexion ρb wird somit durch die Abnahme der Zelldicke mehr als ausgeglichen. Die Verringerung der Zelledicke wirkt demnach stärker auf Jph,PC1D als die Zunahme von ρb. Hier unterscheiden sich die mit PC1D erzielten Ergebnisse von denen der inversen IQE-Methode, bei welcher die zunehmende Rückseitenreflexion durch die abnehmende Zelldicke nur teilweise kompensiert wird. Die Kurzschlussstromdichte JSC,PC1D, für deren Berechnung auch die ORG der Solarzellenrückseite von Bedeutung ist, nimmt mit abnehmender Oberflächenvergrößerung fA deutlich zu.

3.8.4 Tilted mirror Modell Eine dritte Möglichkeit zur Untersuchung der optischen Eigenschaften der verschiedenen Oberflächen und ihre Bedeutung für die Solarzelle sind optische Simulationen durchgeführt mit der Simulationssoftware „Sentaurus Device“ von Synopsys unter Verwendung des in [78] und [65] vorgestellten sogenannten „tiltedmirror“-Modell zur Beschreibung der Rückseitenoptik. Dieses Modell nähert eine texturierte oder restraue Oberfläche durch viele kleine plane gegeneinander geneigte Mikroflächen an. Für die Parametrisierung der restrauen Oberflächen wird ein Höhenprofil der Oberfläche benötigt, wie es z.B. die in Kapitel 3.3 gezeigten Konfokalmikroskopaufnahmen liefern. Auf jeder der geneigten Mikroflächen wird der verwendete dielektrische Passivierungsstapel berücksichtigt, wofür die optischen Konstanten und Schichtdicken der verschieden dielektrischen Schichten benötigt werden. Für diese geneigten Mikroflächen kann nun der auf den Fresnel Gleichungen basierende Transfer-Matrix-Formalismus genutzt werden. Da ein einzelner Lichtstrahl immer nur eine geneigte Mikrofläche trifft wird zur Beschreibung der kompletten Oberfläche eine Monte Carlo Simulation mit mehreren tausend Lichtstrahlen durchgeführt. Für eine genauere Erklärung dieser Methode sei auf [78] und [65] verwiesen. Für die hier untersuchten unterschiedlich rauen Solarzellenrückseiten liefern die in Kapitel 3.3 gezeigten Konfokalmikroskopaufnahmen der unterschiedlichen Oberflächen die benötigten Höhenprofile. Der tatsächlich verwendete Passivierungsstapel aus thermischem SiO2 und PECVD-SiOX wird durch eine einzige 58

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit Oxidschicht entsprechender Dicke und mit aus spektralen Ellipsometriemessungen an thermischem SiO2 bekannten optischen Konstanten n und k beschrieben. Die optischen Konstanten des PVD-Al sind aus [79] entnommen. Simulierte und experimentell gemessene Reflexion stimmten auch bei Verwendung des „tiltedmirror“-Modells sehr gut überein (siehe [65]). Mit der Simulationssoftware „Sentaurus Device“ von Synopsys wird nun für jede der unterschiedlichen Solarzellenrückseiten unter Berücksichtigung der Zelledicke eine generierte Photostromdichte Jph,tm berechnet. Diese ist in Abbildung 20 gezeigt und nimmt mit abnehmender Oberflächenvergrößerung von fA = 1.64 auf fA = 1.14 zu. Von fA = 1.14 auf fA = 1.03 nimmt Jph,tm wieder geringfügig ab, was auf die für fA = 1.03 deutlich geringere Solarzellendicke zurückzuführen ist.

3.8.5 Bedeutung für die Solarzelle Abbildung 20 zeigt die Photogenerationsstromdichte Jph,tm, die mit PC1D simulierten Photogenerationsstromdichten Jph,PC1D und Kurzschlussstromdichten JSC,PC1D aus Tabelle 11, sowie die gemessene und um Abschattungsverluste des VorderseitenKontaktgitters korrigierte Kurzschlussstromdichte JSC,ohne Abschattung der Solarzellen aus Kapitel 3.5 in Abhängigkeit des Oberflächenvergrößerungsfaktors fA. Die mit PC1D simulierte und die mit Sentaurus Device und dem „tilted-mirror“-Modell bestimmten Photogenerationsstromdichten zeigen unterschiedliche Abhängigkeiten von fA: Jph,PC1D nimmt mit abnehmender Oberflächenvergrößerung ab, Jph,tm dagegen nimmt mit abnehmender Oberflächenvergrößerung bis zu einem Wert von fA = 1.14 zu und nimmt dann für fA = 1.03 wieder geringfügig ab. In beiden Fällen liegt der Einfluss der Oberflächenrauheit auf die generierte Stromdichte im Bereich von ~ 0.2 mA/cm2. Die um Abschattungsverluste des VS-Kontaktgitters korrigierte, tatsächlichen an den Solarzellen gemessenen Kurzschlussstromdichte JSC,ohne Abschattung nimmt dagegen mit abnehmender Oberflächenvergrößerung um ~ 1 mA/cm2 zu. Für die in den Kapiteln 3.4 und 3.5 untersuchten Solarzellen folgt somit, dass die Hauptursache für eine Zunahme der Kurzschlussstromdichte JSC mit abnehmender Oberflächenvergrößerung die substantielle Verbesserung der Oberflächenpassivierung für glattere Oberflächen darstellt und die optischen Effekte der verschieden rauen Zellrückseiten von zweitrangiger Bedeutung sind.

59

3.9 Zusammenfassung

Stromdichten (mA/cm²)

42.2 42.0 41.8 41.6 41.4 41.2 41.0 40.8 40.6 40.4 40.2

Jph,tm Jph,PC1D JSC,PC1D JSC,ohne Abschattung

40.0 1.0 1.1 1.2 1.3 1.4 1.5 1.6 1.7

Oberflächenvergrößerungsfaktor Abbildung 20: Photogenerationsstromdichte Jph,tm, die mit PC1D bestimmten Stromdichten Jph,PC1D und JSC,PC1D aus Tabelle 11, sowie die gemessene und um die Abschattungsverluste des VSKontaktgitters korrigierte Kurzschlussstromdichte JSC,ohne

Abschattung

in Abhängigkeit des Oberflächen-

vergrößerungsfaktors fA.

3.9 Zusammenfassung In diesem Kapitel wurden unterschiedlich restraue Si-Oberflächen, welche aus verschiedenen Si-Abträgen während des nasschemischen Einseitenpoliturätzprozesses resultieren, eingehend untersucht. Es wurde gezeigt, dass die verschiedenen Oberflächen anhand ihrer Oberflächenvergrößerung beschrieben werden können. Die Wirkung der unterschiedlich restrauen Rückseiten auf TOPAS-Solarzellen mit siebgedrucktem und mit aufgedampftem Rückseitenkontakt ist enorm. Für beide Metallisierungstechnologien werden für nahezu glatte Rückseiten Wirkungsgrade von 19.4 % erreicht. Die Solarzellen mit vollständig texturierter Rückseite zeigen dagegen Wirkungsgrade von 18.4% (PVD-Metallisierung) bzw. 17.2% (siebgedruckte AlMetallisierung). Der starke Einfluss der Rückseitenrauigkeit beruht auf einer höheren Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit für texturierte Oberflächen. Neben einer an sich größeren effektiven Oberfläche von rauen Rückseiten wird im Falle einer 60

3 Einfluss der rückseitigen Oberflächenbeschaffenheit thermischen SiO2-Passivierung die für raue Oberflächen höhere ORG durch die von Ecken und Kanten zusätzlich erzeugten Defekte im Si und im SiO2 erklärt [58, 59] sowie durch die höhere Grenzflächenzustandsdichte Dit von (111)-orientierten Oberflächen [10]. Anhand analytischer Modellierungen der injektionsabhängigen ORG konnte gezeigt werden, dass raue Oberflächen niedrigere Parallelwiderstände Rp,ORLZ und höhere Sättigungsstromdichten J02,ORLZ der durch die positiven ortsfesten Ladungen im SiO2 erzeugten Oberflächenraumladungszone aufweisen. Dies führt dazu, dass mit thermischem Oxid passivierte Si-Oberflächen in besonderem Maße auf eine Restrauigkeit der Oberfläche reagieren Die optischen Eigenschaften der unterschiedlich restrauen Rückseiten wurden anhand optischer Simulationen und Modellen eingehend untersucht. Dabei konnte gezeigt werden, dass die Kurzschlussstromdichte einer Solarzelle vor allem durch die substantielle Verbesserung der Oberflächenpassivierung für glattere Oberflächen bestimmt wird und die optischen Effekte der verschieden rauen Zellrückseiten von zweitrangiger Bedeutung sind.

61

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften 4.1 Motivation und Einleitung Der Wirkungsgrad von Solarzellen aus konventionell hergestelltem, mit Bor dotiertem Cz-Si nimmt unter Beleuchtung ab. Diese sogenannte lichtindudzierte Degradation (LID) von Cz-Si Solarzellen wurde erstmals Anfang 1970er Jahre beobachtet [80]. Das Verständnis der der LID zugrunde liegenden Mechanismen ist Gegenstand zahlreicher neuerer Arbeiten [81-86]. Vereinfacht dargestellt bilden ein Bor- und zwei interstitielle Sauerstoffatome ein Rekombinationszentrum, welches durch Beleuchtung aktiviert wird und aufgrund seiner energetischen Lage nahe der Bandlückenmitte die Volumenlebensdauer der Minoritätsladungsträger und dementsprechend letztendlich auch den Wirkungsgrad bzw. die Solarzellenleistung drastisch reduziert. Die Leistungsverluste können je nach Basisdotierung zwischen 3 % und 5 % betragen [80]. PERC-Solarzellen benötigen einerseits niedrige Basiswiderstände, bzw. eine hohe Bor-Dotierung, um die aufgrund ihrer lokalen Kontaktierung auftretenden Serienwiderstandsverluste gering zu halten. Andererseits führt gerade diese hohe Bor-Dotierung zu entsprechend höheren Wirkungsgradeinbußen unter Beleuchtung aufgrund zunehmender lichtinduzierter Degradation. Berechnungen von Wolf et al [37] sagen für PERC Solarzellen aus p-typ Cz-Si bei Berücksichtigung der LID optimale Basiswiderstände im Bereich von 1 bis 2 Ωcm voraus, abhängig von der interstitiellen Sauerstoffkonzentration. Wird die Volumenlebensdauer im p-typ Si hingegen nur durch Augerrekombination limitiert, liefern die Berechnungen von Wolf et al [37] für PERC-Solarzellen einen optimalen Basiswiderstand von ~ 0.5 Ωcm. Lichtinduzierte Degradation von Si-Solarzellen lässt sich durch die Verwendung von Bor- bzw. Sauerstofffreiem Si bzw. Si mit verringertem Sauerstoffgehalt vermeiden bzw. verringern. Eine Möglichkeit stellt die Verwendung von n-dotiertem anstatt pdotiertem Si als Ausgangsmaterial dar. Dieser grundlegende Wechsel der Basisdotierung lässt sich jedoch nicht ohne Anpassung verschiedener Fertigungsschritte realisieren und ist auch nicht Gegenstand dieser Arbeit. Mögliche Wege zur Vermeidung bzw. Reduzierung der lichtinduzierten Degradation für p-typSi bieten die Verwendung von Gallium (Ga) dotiertem Cz-Si. Hier wird der Dotierstoff Bor durch Ga ersetzt. Eine weitere Möglichkeit ist die Verwendung von Bor dotiertem 63

4.2 Experimentablauf Cz-Si, bei dessen Herstellung ein äußeres Magnetfeld an die Si-Schmelze angelegt wird. Solches „magnetisch gezogenes“ Cz-Si kann interstitielle Sauerstoffkonzentrationen von lediglich ~1·1017 cm-3 aufweisen [87]. Andere Arbeiten [88] zeigen, dass die interstitielle Sauerstoffkonzentration von Stärke und Richtung des angelegten Magnetfelds sowie der Position im hergestellten Si-Block abhängt und Werte zwischen ~3·1017 cm-3 und ~1.5·1018 cm-3 annimmt. Typische interstitielle Sauerstoffkonzentrationen von konventionellem Cz-Si liegen dagegen zwischen ~6·1017 cm-3 und ~1·1018 cm-3. Eine weitere Möglichkeit bietet die Verwendung von block-gegossenem Si, auch als cast-mono-Si (kurz CM-Si) bezeichnet. Cast-mono-Si weist aufgrund seines multikristallinem Si ähnlichem Herstellungsprozess in Kombination mit monokristallinen Saatkristallen eine niedrige Sauerstoffkonzentration und gleichzeitig einen hohen Anteil monokristalliner Bereiche auf, weshalb es besonders für den Bau von PERC-Solarzellen geeignet scheint. Zahlreiche neuere Arbeiten [89-91] beschäftigen sich mit cast-mono-Si und seiner Eignung für Solarzellen. Mit dem PERC-Konzept konnten dabei Wirkungsgrade bis 19.9 % erreicht werden [48, 49]. In diesem Kapitel wird die Eignung unterschiedlicher p-typ Si Materialien - cast-mono Si Wafer von drei verschiedenen Herstellern und unterschiedlicher Materialqualität sowie mit Ga dotiertes Cz-Si und mit Bor dotiertes, magnetisch gezogenes Cz-Si – für TOPAS-Solarzellen untersucht. Aus konventionell hergestelltem, bordotiertem Cz-Si gefertigte TOPAS-Solarzellen dienen als Referenz. Die Wirkung der LID auf die verschiedenen Materialien wird untersucht und auch die Wirkung des thermischen Oxidationsprozesses auf das Ga dotierte Cz-Si-Material wird diskutiert. Die Materialien unterscheiden sich nicht nur in der Art ihrer Herstellung, sondern auch in ihrem Basiswiderstand. Der Einfluss des Basiswiderstands auf die Solarzellenkenngrößen wird eingehend untersucht. Dabei werden die experimentellen Daten mit analytischen Berechnungen verglichen. Dazu werden zunächst die Rekombinationseigenschaften lokaler siebgedruckter Kontakte genauer untersucht und die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit im Bereich dieser Metallkontakte in Abhängigkeit der Basisdotierung parametrisiert. Weiterhin wird auch der Einfluss der Defektrekombination, welcher im Falle der cast-mono-SiMaterialien nicht unerheblich ist, genauer beleuchtet. Schließlich wird ein Ausblick gegeben, in welchem anhand von Simulationen Möglichkeiten zur weiteren Wirkungsgradsteigerung aufgezeigt werden.

4.2 Experimentablauf Es werden TOPAS-Solarzellen aus verschiedenen Ausgangsmaterialien hergestellt. Der Prozessablauf zur Herstellung von TOPAS Solarzellen wird in Kapitel 2.3.3 eingehend beschrieben. Abbildung 3 zeigt eine schematische Darstellung der TOPAS-Solarzelle. 64

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften Abbildung 21 zeigt den bereits aus Kapitel 2.3.3 bekannten TOPAS-Prozessfluss sowie die verschiedenen in diesem Kapitel untersuchten experimentellen Solarzellengruppen. Als Ausgangsmaterial dienen verschiedene p-typ Si Materialien. Es werden Wafer aus Gallium dotiertem Cz-Si (GaCz), bordotiertem magnetisch gezogenem Cz-Si (mCz) sowie cast-mono-Si Wafer von drei verschiedenen Herstellern, abgekürzt durch „CM1“, „CM2“, und „CM3“, verwendet. Als Referenzmaterial dient bordotiertes, konventionell gezogenes Cz-Si, im Folgenden mit „Cz“ abgekürzt. Die Kantenlänge sämtlicher Wafer beträgt 156 mm. Aufgrund ihrer Herstellungsprozesse sind die Cz-Materialien pseudoquadratisch und die castmono Wafer vollständig quadratisch. Die Ausgangsdicke der Wafer und deren Basiswiderstand variiert sowohl von Material zu Material also auch innerhalb der einzelnen Materialien. Insgesamt wird durch die unterschiedlichen Materialien ein Bereich des spezifischen Basiswiderstands ρb von 0.9 bis 3.8 Ωcm abgedeckt. Die spezifischen Basiswiderstände ρb und Solarzellendicken W der verschiedenen Ausgangsmaterialen sind in Tabelle 12 gelistet. Sämtliche cast-mono-Si Wafer stammen aus mittigen Positionen des Blocks und besitzen große monokristalline Bereiche. Vor Prozessbeginn werden die Wafer mittels Photolumineszenz (PL) charakterisiert. Die Wafer sämtlicher Materialien werden alkalisch texturiert und anschließend einseitig nasschemisch poliert, wobei ein Si-Abtrag von 20 µm erzielt wird, was einem Oberflächenvergrößerungsfaktoren von ~1.02 entspricht. Nach der Rohrofendiffusion wird mittels Laserdotieren aus PSG die selektive Emitterstruktur hergestellt. Eine dünne thermisch gewachsene SiO2-Schicht passiviert Emitter und Solarzellenbasis. Als Deckschicht der RS-Passivierung wird ein PECVD-Stapel aus SiOX und SiNX verwendet. Die Metallisierung der RS, inklusive Kontaktflächen zur Modulverschaltung, erfolgt mittels SD-Technologie. Die Kontaktierung der Zellvorderseite erfolgt ebenfalls mit SD. Nach dem Kontaktfeuern wird die Solarzellenbasis mit LFCs kontaktiert. Dabei wird der Abstand Lp zwischen den einzelnen lokalen Kontakten an den jeweiligen spezifischen Basiswiderstand der verschiedenen Materialien angepasst. Der Abstand Lp variiert zwischen 400 µm und 550 µm (siehe Tabelle 12). Die Solarzellen werden mittels IV-Messung, IQE-Messung und PL-Messung charakterisiert, anschließend beleuchtet, um die Bor-SauerstoffKomplex-Rekombination zu aktivieren, und danach erneut an einem industriellen IVTester vermessen.

65

4.3 Experimentelle Ergebnisse

Cz 1.4 - 3.8 Ωcm

mCz ~0.9 Ωcm

GaCz 1.2 – 1.3 Ωcm

CM1 ~1.7 Ωcm

CM2 1.4 – 1.7 Ωcm

CM3 ~1.2 Ωcm

PL Eingangstest

Alkalische Textur Einseitige nasschemische Politurätze (RS) Einseitige POCl3-Rohrofendiffusion + Selektives Laserdotieren (VS)

PSG-Ätze + SC1-SC2 Reinigung Thermische Oxidation PECVD-Deckschichten (RS) und PECVD-ARC (VS) Siebdruck Ag/Al Lötpads + Al-Rückseitenkontakt + Ag-Vorderseitenkontakt Kontaktfeuern (FFO) Lokale Lasergefeuerte Kontakte Formiergastempern IV-Messung

Abbildung 21: Prozesssequenz und Experimentablauf der TOPAS-Solarzellen, gefertigt aus unterschiedlichen Si-Ausgangsmaterialien.

Tabelle 12: Für jedes der Si-Ausgangsmaterialien sind Zelldicke W, Basiswiderstand ρb, gemessen vor Diffusion, und Kontaktabstand Lp der lokalen LFCs aufgelistet. Si-Substrat

W (µm)

(Ωcm)

Lp (µm)

Cz

130 - 165

2.1 – 2.8

400

mCz

141 – 148

0.9

550

GaCz

152 – 158

1.2

450

CM1

154 – 159

1.3 - 1.8

450

CM2

133 – 138

1.7

500

CM3

157 – 163

1.2

500

ρb

4.3 Experimentelle Ergebnisse 4.3.1 IV-Analyse Tabelle 13 zeigt für die verschiedenen Si-Substrate die Mediane der IVParameter Voc, JSC, FF und η der TOPAS-Solarzellen sowie die elektrische Leistung P der Solarzellen, 66

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften wie sie nach Tempern in FGA an einem industriellen Zelltester gemessen wurden. Für jedes Ausgangsmaterial sind ebenfalls die Solarzellenparameter der jeweils besten Solarzelle gezeigt. Die Messung der jeweils besten Solarzellen erfolgte teilweise im unabhängigen Messlabor Fraunhofer ISE CalLab PVCells. Auf dem bordotierten CzReferenzmaterial wird ein maximaler Wirkungsgrad von 19.7 % erreicht. Auf mCz und GaCz Material werden jeweils maximale Wirkungsgrade von 19.9 % erreicht. Große Unterschiede gibt es bei den aus cast-mono-Materialien gefertigten Solarzellen Die Solarzellen aus CM2-Material übertreffen mit einem maximalen Wirkungsgrad von 19.8 % die aus dem Cz-Si gefertigten Referenz-Solarzellen. Mit Material CM1 wird ein maximaler Wirkungsgrad von 19.3 % erreicht, wohingegen auf Material CM3 nur ein maximaler Wirkungsgrad von 17.6 % erreicht wird. Aufgrund der bei gleicher Kantenlänge um ~ 4 cm2 größeren Zellfläche der vollständig quadratischen cast-mono-Si-Solarzellen liefern diese mehr Leistung. Betrachtet man die MedianWerte so liegen die Wirkungsgrade der aus CM1 und CM2 gefertigten Solarzellen gut 0.2 %abs unterhalb des Wirkungsgradniveaus der Cz-Referenzsolarzellen, generieren jedoch eine ähnliche Leistung. Die bei dem CM2-Si-Material auftretende sehr große Abweichung von Wirkungsgrad-Median und Spitzenwirkungsgrad von 0.6 %abs (Median: 19.2 %, Spitzenwirkungsgrad 19.8 %) rührt von dem teilweise sehr niedrigen FF der Solarzellen her. Dieser niedrige FF–Median von 75.3 % ist auf Fingerunterbrechungen im VS-Kontaktgitter zurückzuführen, welche zu einem höheren Serienwiderstand dieser Solarzellen führen Der Serienwiderstandsbeitrag des VS-Kontaktgitters RS,KG ist in Tabelle 13 gelistet. Für die CM2-Si-Gruppe liegt RS,KG ca. 0.2 Ωcm2 höher als für die anderen Gruppen, was einen ~1.1 %abs niedrigeren FF verursacht. Auf die vor allem aus dem unterschiedlichen Basiswiderstand der verschiedenen Materialien resultierenden Unterschiede in FF, JSC und Voc der Solarzellen wird in Kapitel 4.6.2 näher eingegangen. Die Materialqualität der verschiedenen cast-mono-Si-Materialien wird im folgenden Kapitel untersucht.

67

4.3 Experimentelle Ergebnisse

Tabelle 13: IV-Parameter der aus verschiedenen Si-Materialien gefertigten TOPAS-Solarzellen. Für jedes Si-Material wird die beste Solarzelle und der Median – die Klammer gibt die jeweilige Gruppengröße an - gezeigt. Die Zellfläche beträgt ~239 cm² für die Cz-Si-Materialien und ~243 cm² für die cast-mono-Si-Materialien. Ebenfalls angegeben sind die Solarzellenleistung P und der Beitrag des Vorderseitenkontaktgitters RS,KG zum Serienwiderstand der Solarzelle, sowie der Pseudo-Fülffaktor pFF. Die Messung erfolgt nach Formiergastempern an einem industriellen Zelltester, die BorSauerstoff-Komplex-Rekombination ist also nicht aktiviert. Si-Substrat

(mA/cm²)

FF (%)

η (%)

P (W)

(Ωcm²)

pFF (%)

Voc

JSC

(mV)

RS,KG

Cz 2.1 – 2.8 Ωcm

Beste Zelle* Median (23)

649 647

39.1 39.0

77.5 76.8

19.7 19.4

4.70 4.65

0.20

83.3

mCz 0.9 Ωcm

Beste Zelle Median(9)

658 658

38.8 38.8

78.0 77.7

19.9 19.8

4.75 4.74

0.18

83.6

GaCz 1.2 Ωcm

Beste Zelle* Median (7)

655 652

38.9 38.5

78.0 77.4

19.9 19.5

4.76 4.66

0.16

82.5

CM1 1.3 - 1.8 Ωcm

Beste Zelle* Median (9)

647 644

38.7 38.6

77.2 76.7

19.3 19.1

4.71 4.65

0.17

82.0

CM2 1.7 Ωcm

Beste Zelle* Median (9)

654 653

39.0 39.0

77.6 75.3†

19.8 19.2

4.82 4.67

0.39†

83.0

CM3 1.2 Ωcm

Beste Zelle Median (3)

624 622

37.1 37.0

75.9 74.5

17.6 17.1

4.27 4.16

0.2

80.2

*

†

gemessen im Fraunhofer ISE CalLab PV Cells erhöhter Serienwiderstand aufgrund von Fingerabrissen

4.3.2 Materialcharakterisierung mittels PL Abbildung 22 zeigt Weißlichtscanbilder der verschiedenen cast-mono-Si-Wafer. Deutliche Unterschiede zwischen den einzelnen Si-Substraten sind zu erkennen. Das Material CM1 ist vorwiegend einkristallin, lediglich kleine multikristalline Bereiche sind zu erkennen. Das Material CM2 ist vollständig monokristallin und Material CM3 zeigt den mit Abstand höchsten multikristallinen Flächenanteil.

68

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften

CM1

CM2

CM3

Abbildung 22 Repräsentative Weißlichtscanaufnahmen der verschiedenen cast-mono-Si-Wafer. Von links nach rechts dargestellt sind die Materialien CM1, CM2 und CM3.

Abbildung 23 zeigt Photolumineszenz-Aufnahmen der verschiedenen cast-mono-SiWafer vor Prozessbeginn (obere Reihe) und der daraus gefertigten Solarzellen (untere Reihe). Die vor Prozessbeginn angefertigten PL-Aufnahmen zeigen durch die Herstellung bedingte Kristallversetzungen, die als schwarze Linien im PL-Bild zu erkennen sind, jedoch nicht für das bloße Auge sichtbar sind. Diese Versetzungen entstehen vorzugsweise an den Nahtstellen der einzelnen monokristallinen Saatkristalle [89]. Sind solche Versetzungen erst einmal entstanden nehmen sie mit zunehmender Blockhöhe zu [89]. Die Anzahl der in den PL-Aufnahmen zu sehenden Versetzungslinien ist für die verschiedenen cast-mono-Substrate sehr unterschiedlich. Die Versetzungen in Material CM1 zeigen ein kreuzartiges Muster welches die Nahtstellen der einkristallinen Saatkristalle wiedergibt. Das Material CM2 zeigt so gut wie keine Versetzungslinien, lediglich an den Waferrändern sind einzelne Versetzungslinien erkennbar. Das Material CM3 hingegen ist fast vollständig von Versetzungen bedeckt. Die Versetzungen sind auch noch sehr gut in den PLAufnahmen der fertigen Solarzellen zu erkennen (siehe untere Bildreihe in Abbildung 23). Es ist ein qualitativer Zusammenhang zwischen der Anzahl an Versetzungen und der Leerlaufspannung der Solarzellen zu erkennen (vgl. Tabelle 13 und Abbildung 23): Je weniger Versetzungen, desto höher die gemessene Leerlaufspannung. Die Anzahl an Versetzungen eignet sich daher als Kenngröße zur Qualitätskontrolle von cast-mono-Si-Solarzellen. Hierfür bieten sich verlässliche, auf PL basierende Methoden [92, 93] zur Quantifizierung der Versetzungen als Instrument der Qualitätseingangskontrolle an.

69

4.3 Experimentelle Ergebnisse

CM1

CM2

CM3

Abbildung 23 Repräsentative PL-Aufnahmen der verschiedenen cast-mono-Si-Wafer vor Prozess (oben) und der daraus gefertigten Solarzellen (unten). Von links nach rechts dargestellt sind die Materialien CM1, CM2 und CM3.

4.3.3 Untersuchung der lichtinduzierten Degradation Tabelle 14 zeigt die IVParameter Voc, JSC, FF, und η sowie die Unterschiede der IVParameter ΔLIDVoc, ΔLIDJSC, ΔLIDFF und ΔLIDη der aus unterschiedlichen Si-Substraten gefertigten TOPAS-Solarzellen, wie sie aus IV-Messungen im Fraunhofer ISE CalLab PV-Cells vor und nach Beleuchtung für 24 Stunden bei einer Intensität von 600 W/m² ermittelt wurden. Ein negatives ΔLID bedeutet einen Verlust durch LID. Mit Ausnahme des Cz-Si Referenzmaterials sind für jedes Material die Mittelwerte zweier Solarzellen dargestellt (sowohl für die Absolutwerte als auch für die ΔLID-Werte). Im Falle des CzSi wurde nur eine Solarzelle vor und nach LID gemessen. Aufgrund des niedrigen, für PERC-Solarzellen irrelevanten Wirkungsgradniveaus wurde auf die Messung einer CM3-Si-Solarzelle verzichtet.

70

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften

Tabelle 14: IV-Parameter der aus verschiedenen Si-Materialien gefertigten TOPAS-Solarzellen, wie sie nach Beleuchtung für 24 Stunden bei 600 W/m² im Fraunhofer ISE CalLab PV Cells gemessen wurden. Ebenfalls dargestellt sind die Verluste ΔLID der verschiedenen Kenngrößen gegenüber der IV-Messung vor Beleuchtung. Mit Ausnahme des Cz-Si ist jeweils der Mittelwert zweier Solarzellen dargestellt. Si-Substrat

Cz 2.6 Ωcm

Nur 1 Zelle

mCz 0.9 Ωcm

Mittelwert

GaCz 1.2 Ωcm

Mittelwert

CM1 1.4 Ωcm

Mittelwert

CM2 1.7 Ωcm

Mittelwert

ΔLID

ΔLID

ΔLID

ΔLID

ΔLID

(mA/cm²)

FF (%)

η (%)

646 -2

38.9 -0.2

76.4 -1.1

19.2 -0.4

654 -1

38.8 -0.1

77.8 -0.0

19.7 -0.1

654 -1

38.8 -0.1

77.5 -0.4

19.7 -0.2

643 -3

38.5 -0.2

76.4 -0.7

18.9 -0.4

651 -2

38.8 -0.2

76.8 -0.7

19.4 -0.3

Voc

JSC

(mV)

Die Solarzellen aus Cz-Si zeigen einen recht großen Wirkungsgradverlust von ΔLID = 0.4 %abs aufgrund von LID. Die Verluste resultieren vor allem aus einer Verringerung des Füllfaktors. Nach [94, 95] ist eine Degradation des FF bekannt, welche mit zunehmendem Basiswiderstand zunimmt. Sie resultiert aus einem Verlust im pFF aufgrund einer besonderen Injektionsabhängigkeit der Bor-SauerstoffKomplex-Rekombination. Die aus magnetisch gezogenem Cz-Si und die aus GaCz-Si gefertigten Solarzellen zeigen dagegen trotz deutlich höheren Basisdotierungen vergleichsweise geringe Wirkungsgradverluste von ΔLID = 0.1 %abs und ΔLID = 0.2 %abs. Für die mit Gallium anstelle von Bor dotierten Wafer bestätigt die geringe Degradation das übliche Verständnis der LID, nach welchem nur Bor und Sauerstoffatome für die LID von Bedeutung sind. Der niedrigere Wirkungsgrad resultiert vor allem aus einem geringeren Füllfaktor nach LID, für welchen in dem vorhandenen Bereich des Basiswiderstands eine Degradation aufgrund von Beleuchtung bisher nicht bekannt ist [94, 95]. Die Verluste durch Beleuchtung sind für die cast-mono-Si-Materialien mit ΔLID = 0.3 bis 0.4%abs ähnlich hoch wie für die Cz-Si-Solarzelle. Dabei ist jedoch zu beachten, dass die aus cast-mono-Si gefertigten Solarzellen einen deutlich geringeren Basiswiderstand besitzen als das Cz-Si und somit eine höhere Bor-Konzentration aufweisen. Bei gleichem interstitiellem Sauerstoffgehalt wie dem des Cz-Si lässt dies einen höheren Wirkungsgradverlust der 71

4.3 Experimentelle Ergebnisse aus CM-Si gefertigten Solarzellen durch LID erwarten. Da dies nicht der Fall ist, deuten die ähnlichen Wirkungsgradverluste durch LID auf einen durch die Herstellung bedingten deutlich niedrigeren Gehalt an interstitiellem Sauerstoff des CM-SiMaterials hin, als dies für das Cz-Si der Fall ist.

4.3.4 IQE-Analyse Für eine übersichtlichere Darstellung sind die Ergebnisse der IQE-Messungen der aus den verschiedenen Si-Materialien gefertigten Solarzellen in zwei Abbildungen dargestellt.

1.0 0.8

IQE

0.6 0.4 Cz-Si mCz-Si GaCz-Si

0.2 0.0

400

600

800

1000

1200

Wellenlänge (nm) Abbildung 24: Globale, differentielle IQE der aus Cz-Si gefertigten Solarzellen, gemessen bei einer Beleuchtungsintensität von ~0.15 Sonnen nach Formiergastempern. Dargestellt ist jeweils der Mittelwert der IQE-Kurve von zwei Solarzellen. Der absolute Fehler auf die IQE-Messung beträgt 4 % und ist exemplarisch dargestellt.

Abbildung 24 zeigt die interne Quanteneffizienz der aus den Cz-Si-Materialien (mCz, GaCz und Cz-Referenz) gefertigten Solarzellen. Für jedes Si-Material ist die mittlere IQE-Kurve von zwei Solarzellen gezeigt, wie sie nach Tempern gemessen wurde. Zwischen 300 nm und 800 nm Wellenlänge sind keine Unterschiede zwischen den verschiedenen Materialien in der IQE zu erkennen. Zwischen ~800 nm und 1100 nm Wellenlänge liegt die IQE der aus GaCz-Si gefertigten Solarzellen leicht unterhalb der 72

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften aus mCZ-Si bzw. Cz-Si gefertigten Solarzellen. Dies bestätigt die niedrigeren gemessenen JSC-Werte der GaCz-Si-Zellen (vgl. Tabelle 13) und wird in Kapitel 4.4 näher diskutiert. Tabelle 15 zeigt die aus der IQE-Messung extrahierten und über je zwei Solarzellen gemittelten effektiven Diffusionslängen Leff der verschiedenen SiMaterialien. Die effektive Diffusionslänge für das Cz-Referenzmaterial ist mit Leff = 2760 µm deutlich größer als die für mCz-Si bzw. GaCz-Si ermittelten Leff-Werte von 1880 µm bzw. 1200 µm. Diese Unterschiede sind teilweise durch die verschiedenen Basiswiderstände der Si-Materialien begründet. Die effektive Diffusionslänge nimmt mit zunehmendem Basiswiderstand aufgrund der zunehmenden Ladungsträgermobilität und der abnehmenden ORG zu. Jedoch ist für die GaCz-Substrate im Vergleich zu den mCz-Wafern die effektive Diffusionslänge trotz höherem Basiswiderstand geringer. Die Ursache hierfür ist nicht eindeutig, vermutlich spielt der Effekt einer durch thermische Oxidation hervorgerufenen oberflächennahen Verarmung an Ga-Atomen dabei eine Rolle, was in Kapitel 4.4 diskutiert wird.

1.0 0.8

IQE

0.6 0.4 Cz-Si CM1-Si CM2-Si CM3-Si

0.2 0.0

400

600

800

1000

1200

Wellenlänge (nm) Abbildung 25: Globale, differentielle IQE der aus cast-mono-Si sowie der aus Cz-Si gefertigten Solarzellen, gemessen bei einer Beleuchtungsintensität von ~0.15 Sonnen nach Formiergastempern. Dargestellt ist jeweils der Mittelwert der IQE-Kurve von zwei Solarzellen. Der absolute Fehler auf die IQE-Messung beträgt 4 % und ist exemplarisch dargestellt.

73

4.3 Experimentelle Ergebnisse Abbildung 25 zeigt die interne Quanteneffizienz der aus den verschiedenen castmono-Si-Materialien (CM1, CM2, CM3) gefertigten Solarzellen sowie die IQE der CzSi-Solarzellen. Für jedes Si-Material wird die mittlere IQE-Kurve von zwei Solarzellen dargestellt, wie sie nach Tempern gemessen wurde. Die IQE Kurven der aus Cz-Si und der aus CM2-Si gefertigten Solarzellen ist über den gesamten Wellenlängenbereich beinahe identisch. Die aus CM1-Si gefertigten Solarzellen zeigen zwischen ~800 nm und 1100 nm eine etwas geringere IQE. Die aus CM3-Si gefertigten Solarzellen zeigen über den gesamten Wellenlängenbereich und besonders zwischen ~800 nm und 1100 nm eine deutlich reduzierte IQE, was die geringe Materialqualität wiederspiegelt. Die Unterschiede zeigen sich auch in den ermittelten effektiven Diffusionslängen (Tabelle 15). In Leff geht über die Volumendiffusionslänge L die Volumenlebensdauer τbulk der Minoritätsladungsträger (vgl. Gleichungen (7) und (8)) und somit auch die Materialqualität ein. Somit ist auch hier ein qualitativer Zusammenhang zwischen der Anzahl an Versetzungen und Leff zu erkennen (vgl. Tabelle 15 und Abbildung 23): Je größer die Anzahl an Versetzungen, desto kleiner Leff. Die Ergebnisse der IQE-Messungen bestätigen somit die Ergebnisse der IVMessungen aus Kapitel 4.3.1.

Tabelle 15: Für die aus den verschiedenen Si-Materialien gefertigten Solarzellen aus IQE-Messungen nach Formiergastempern extrahierte effektive Diffusionslängen Leff. Dargestellt ist jeweils der Mittelwerte und die Standardabweichung von zwei Solarzellen. Si-Substrat

(Ωcm)

Leff (µm)

Cz

2.6

2760 ± 310

mCz

0.9

1880 ± 90

GaCz

1.2

1200 ± 200

CM1

1.5

1080 ± 140

CM2

1.7

2350 ± 390

CM3

1.2

270 ± 10

ρb

Abbildung 26 zeigt die bei einer Wellenlänge von 1000 nm gemessene IQE in Abhängigkeit der Beleuchtungsstärke für jeweils eine aus mCz-Si und aus GaCz-Si gefertigte Solarzelle, wie sie nach Tempern gemessen wurde. Ebenfalls angegeben ist der jeweilige Basiswiderstand ρb. Das mCz-Si-Material zeigt so gut wie keine 74

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften Abhängigkeit der IQE von der Beleuchtungsstärke. Die IQE nimmt von 0.958 bei 0.15 Sonnen auf 0.956 bei 0.013 Sonnen ab, was einer relativen Abnahme von lediglich 0.26 %abs entspricht. Die Messung der GaCz-Si-Solarzelle zeigt eine deutlich stärkere Abhängigkeit der IQE von der Beleuchtungsstärke. Bei einer Beleuchtungsstärke von 0.15 Sonnen beträgt der Wert der IQE 0.942 und nimmt mit abnehmender Beleuchtungsstärke auf einen Wert von 0.920 bei 0.013 Sonnen ab. Dies entspricht einer relativen Abnahme von 2.25 %abs. Neben der niedrigeren IQE, bzw. der geringeren effektiven Diffusionslänge und dem geringeren pFF ist die stärkere Abhängigkeit der IQE von der Beleuchtungsstärke ein weiterer Unterschied der GaCz-Si-Solarzellen zu den aus den anderen Si-Materialien gefertigten Solarzellen. Eine mögliche Ursache hierfür könnte eine aus der Literatur [10] bekannte durch thermische Oxidation hervorgerufene Verarmung von Gallium Atomen nahe der Oberfläche der Solarzellenrückseite sein. Ob eine solche oberflächennahe Dotierstoffverarmung vorliegt und inwiefern diese die beobachteten Effekte erklärt, wird in dem folgenden Kapitel erörtert.

IQE bei 1000 nm

1.00

0.95

0.90

mCz, 0.92cm GaCz, 1.25 cm

0.85 0.01

0.1

Beleuchtungsstärke (Sonnen) Abbildung 26: Globale, differentielle IQE einer aus mCz-Si und einer GaCz-Si gefertigten TOPASSolarzelle wie sei bei 1000 nm für verschiedene Beleuchtungsintensitäten nach Tempern gemessen wurde. Der absolute Fehler auf die IQE-Messung beträgt 4 % und ist exemplarisch dargestellt.

75

4.4 Thermische Oxidation von Ga-dotiertem Si

4.4 Thermische Oxidation von Ga-dotiertem Si Die Literatur [10] sagt für mit Ga-Atomen dotiertes Si bei thermischer Oxidation eine Verarmung des Ga-Dotierstoffes nahe der Waferoberfläche aufgrund der hohen Diffusivität von Ga in SiO2 voraus. Die Stärke der Verarmung ist dabei von Dauer und Temperatur des Oxidationsprozess abhängig. In diesem Kapitel wird untersucht, inwiefern der für die in Kapitel 4.3 untersuchten Solarzellen verwendete Oxidationsprozess zu einer Dotierstoffverarmung nahe der Oberfläche führt. Abbildung 27 zeigt den Prozessablauf des zu diesem Zwecke durchgeführten Experiments. Als Ausgangsmaterial dient GaCz-Si, wie es auch für die Herstellung der in Kapitel 4.3 untersuchten Solarzellen verwendet wurde. Eine KOH-haltige nasschemische Ätzlösung entfernt den Sägeschaden. Anschließend werden die Wafer nasschemisch gereinigt und dann teilweise thermisch oxidiert. Der Oxidationsprozess für Gruppe 1 wird so gewählt, dass ein ~ 300 nm dickes thermische Oxid aufwächst (Prozessatmosphäre H2O), der Oxidationsprozess für Gruppe 2 führt zu eine ~ 10 nm dicken Oxidschicht (Prozessatmosphäre O2), wie sie auch die Solarzellen aufweisen. Die Wafer der Gruppe 1 sind einem höheren thermischen Budget ausgesetzt. Die Wafer der Gruppe 3 werden nicht oxidiert und dienen als Referenzgruppe. Anschließend wird das Oxid in einer HF-haltigen nasschemischen Lösung wieder abgenommen. Die Ga-Atomkonzentration nahe der Oberfläche wird mittels SIMS (Sekundärionen-Massenspektroskopie) bestimmt.

Gruppe 1

Gruppe 2

Gruppe 3

GaCz-Si Nasschemische Sägeschadenätze SC1-SC2 Reinigung Therm. SiO2 ~300nm

Therm. SiO2 ~10nm Oxid entfernen in HF SIMS-Messung

Abbildung 27: Prozessfolge und experimentelle Gruppen zur Bestimmung der Ga-Verarmung nahe der Waferoberfläche aufgrund von thermischer Oxidation.

76

3

Ga-Konzentration (Atome/cm )

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften

1E16

GaCz, 300nm SiO2 GaCz, 10nm SiO2 GaCz, nicht oxidiert

1E15

0

200

400

600

800

1000

Tiefe (nm) Abbildung 28: Mittels Sekundärionen-Massenspektroskopie bestimmte Abhängigkeit der Entfernung von der Waferoberfläche (Messtiefe).

Ga-Konzentration

in

Abbildung 28 zeigt die Ergebnisse der SIMS-Analyse. Die Konzentration an GaAtomen ist für die nicht oxidierte Probe über die gesamte analysierte Tiefe konstant bei ~ 1.27 ·1016 Atomen pro Kubikzentimeter. Oberflächeneffekte, welche nicht durch thermische Oxidation bedingt sind, können somit ausgeschlossen werden. Für die Probe, auf welcher 10 nm SiO2 aufgewachsen und vor der Messung wieder entfernt wurden, zeigt sich eine leichte Verarmung an Dotieratomen nahe der Oberfläche. Die Ga-Atom-Konzentration beträgt 13 nm entfernt von der Oberfläche ~ 6.43 1015 Atomen pro Kubikzentimeter und erreicht in ~ 120 nm Tiefe eine ähnliche Konzentration an Ga-Atomen wie die nicht oxidierte Probe. Die Probe mit ehemals 300 nm thermisch aufgewachsenem SiO2 zeigt eine stärkere Verarmung von Ga-Atomen. Für diese Probe wurde die Ga-Atomkonzentration in 13 nm Tiefe zu ~ 2.08 1015 Atomen pro Kubikzentimeter bestimmt und das GaAtomkonzentrationsniveau der nicht oxidierten Probe wird in ~ 470 nm Tiefe erreicht. Diese Ergebnisse bestätigen die aus der Literatur [10] bekannte Verarmung an GaAtomen nahe der Oberfläche von thermisch oxidiertem Ga-dotiertem Si, aufgrund der hohen Diffusivität von Ga in SiO2. Für die aus GaCz-Si gefertigten Solarzellen ist die durch den thermischen Oxidationsprozess hervorgerufene Verarmung als 77

4.4 Thermische Oxidation von Ga-dotiertem Si Untergrenze anzusehen, da sich während des Diffusionsprozesses eine PECVD-SiOXSchicht auf der Solarzellenrückseite befindet und hier evtl. eine zusätzliche Verarmung von Ga-Atomen stattfinden kann. Im Folgenden werden nun mögliche Auswirkungen einer solchen oberflächennahen Ga-Verarmung an der Solarzellenrückseite auf die Solarzelle diskutiert. Eine solche oberflächennahe Dotierstroffverarmung verstärkt die durch positive ortsfeste Ladungen im SiO2 hervorgerufene Bildung eines Inversionskanals. Diese wird allerdings von der ortsfesten Ladungsdichte Qf im SiO2 dominiert. Dies wurde mit der Simulationssoftware PC1D [77] näher untersucht. Dazu wurden die verschieden in Abbildung 28 gezeigten Dotierprofile als rückseitige Dotierprofile in PC1D eingelesen und die Elektronen- und Löcherkonzentration für verschiedene Oberflächenladungsdichten berechnet. Die genaue positive ortsfeste Ladungsträgerdichte der SiO2Passivierung der hier untersuchten Solarzellen ist nicht bekannt. Mack et al [74] bestimmten die ortsfeste Ladungsdichte Qf für eine der hier verwendeten Oberflächenpassivierung sehr ähnliche thermische SiO2-Schicht aus KapazitätsSpannungs-Messungen zu Qf = 5·1011 cm-2. Gemäß der PC1D-Simulationen liegt ohne durch eine thermische Oxidation hervorgerufene Verarmung (flaches Profil in Abbildung 28) bei Qf = 7·1010 cm-2 der Fall der Ladungsträgerinversion vor. Im Falle des durch den 10 nm Oxidationsprozess eingelesenen rückseitigen Dotierprofils liegt bereits ab einer Oberflächenladungsdichte von ~ 5·1010 cm-2 Ladungsträgerinversion vor. Die aus GaCz-Si gefertigten Solarzellen weisen somit mit an Sicherheit grenzender Wahrscheinlichkeit einen Inversionskanal an der Solarzellenrückseite auf. Inwiefern sie sich darin jedoch von den anderen Si-Materialien unterscheiden, bleibt unklar, da die Inversionskanalbildung durch die ortsfeste Ladungsträgerdichte Qf dominiert wird. Diese ist jedoch für die SiO2-Passivierung der Solarzellen nicht bekannt und kann auch nicht bestimmt werden. Die Oxidation des GaCz-Si führt jedoch sicherlich zu einer geringeren Akzeptorkonzentration NA nahe der Oberfläche der Solarzellenrückseite. Die Arbeiten von Glunz et al [17] und von Mack [96] zeigen, dass für SiO2-passivierte Si-Oberflächen die Abhängigkeit der ORG Spass von der Injektionsdichte Δn sowohl durch die Höhe der ortsfeste Ladungsträgerdichte Qf im SiO2 als auch durch die Höhe der Basisdotierung NA beeinflusst wird. Es ist somit zu erwarten, dass die beobachtete oberflächennahe Dotierstoffverarmung aufgrund von Ausdiffusion der Ga-Atome während der thermischen Oxidation zu einer Veränderung des Schwachlichtverhaltens der Solarzellen führt. Ob und inwiefern diese oberflächennahe Ga-Verarmung die mit abnehmender Beleuchtungsintensität stärker abnehmende IQE der aus GaCz-Si gefertigten Solarzellen tatsächlich quantitativ erklärt, lässt sich an Hand der vorliegende Daten nicht endgültig feststellen. Dazu gilt es außerdem auch zu klären, inwiefern es im Falle der Bordotierten Cz-Si–Wafer und des verwendeten thermischen Oxidationsprozesses 78

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften ebenfalls zu einer oberflächennahen Dotierstoffverarmung kommt, was ebenfalls möglich ist [10].

4.5 Charakterisierung der lokalen Kontakte Der spezifische Basiswiederstand ρb der hergestellten Solarzellen liegt zwischen 0.9 und 2.8 Ωcm, was einer Basisdotierungen im Bereich NA = 1.66·1016 cm-3 und NA = 4.9·1015 cm-3 entspricht. Neben zahlreichen anderen Größen hängen auch die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Spass einer passivierten Oberfläche [17, 97] und die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Smet im Bereich der Metallkontakte [37, 98] von NA ab. Cuevas et al [97] geben für SiO2-passivierten SiOberflächen eine empirische Parametrisierung der Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Spass von der Basisdotierung NA. Wie Kray et al [98] und Wolf et al [37] gezeigt haben, lässt sich Smet im Falle einer Kombination aus PVD-Metallisierung und LFC-Kontaktierung durch eine exponentielle Funktion parametrisieren. Nach Gleichung (30) ist somit auch die für die Rückseite von PERC-Solarzellen relevante effektive Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Seff von NA abhängig, worin neben Smet und Spass auch die von NA abhängige Diffusionskonstante D eingeht. In diesem Unterkapitel wird nun eine Parametrisierung von Smet in Abhängigkeit von NA für mit Siebdruck-Technologie metallisierte und mit LFCs versehenen SiOberflächen hergeleitet. Dies ermöglicht schließlich die analytische Berechnung der verschiedenen Solarzellenkenngrößen in Abhängigkeit des Basiswiderstands ρb in dem darauffolgenden Kapitel 4.6. Zur Bestimmung der ORG Smet im Bereich der Metallkontakte werden Teststrukturen verwendet. Abbildung 29 zeigt einen schematischen Querschnitt solch einer SmetTeststruktur, welche vom Aufbau her eine Erweiterung der bereits bekannten LDTeststrukturen sind. Die Smet-Teststruktur sind aus 125x125 mm2 großen p-typ Si Wafern gefertigt und symmetrisch passiviert. Mittels Siebdruck wird anschließend eine Waferseite in Form von acht 3x3 cm2 großen Feldern mit Al-Paste bedruckt, währen ein neuntes 3x3 cm2 großes Feld nicht metallisiert wird. Nach Feuern in einem industriellen Durchlaufofen werden die metallisierten Felder mit LFCs versehen. Dabei wird für jedes der acht Felder ein anderer Abstand Lp zwischen den einzelnen lokalen Kontakten gewählt. Nach einem abschließenden Temperprozess wird die effektive Lebensdauer der Überschussminoritätsladungsträger τeff der verschiedenen Felder mittels QSSPL [27, 28] bestimmt. Für die Messung der Überschussminoritätsladungsträgerlebensdauer τeff der verschiedenen Felder mittels QSSPC muss vor der Messung noch das Metall nasschemisch entfernt werden. Das nicht metallisierte Feld ist vollständig symmetrisch. An diesem lässt sich nach Messung der 79

4.5 Charakterisierung der lokalen Kontakte effektiven Lebensdauer τeff mittels QSSPC [25, 26] oder QSSPL [27, 28] über Gleichung (26) die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Spass der passivierten Oberflächen bestimmen. Die effektive ORG Seff der metallisierten Felder lässt sich über Gleichung (25) bestimmen, wobei S1 = Spass und S2 = Seff entspricht. Die so bestimmte effektive ORG Seff jedes Feldes wird nun gegen den Kontaktabstand Lp aufgetragen, durch welchen der Metallisierungsgrad f (Gleichung (29)) gegeben ist. Durch Anpassung der durch Gleichung (30) definierten Funktion für Seff an die Messdaten lässt sich die ORG im Bereich der Metallkontakte Smet unter Vorgabe eines die Rekombination beschreibenden Radius rrek bestimmen. Feld 1

Feld 2

Feld 3 Passivierung

p-typ-Si

PECVD-Deckschicht(en) Al-Metallisierung

Kontaktabstand Metallkontakte

Abbildung 29: Schematische Darstellung eines Querschnitts durch die Smet-Teststruktur zur Bestimmung der Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit im Bereich der lokalen Kontakte.

Für die Parametrisierung von Smet in Abhängigkeit von NA werden die Ergebnisse verschiedener Smet-Teststrukturen mit unterschiedlichen Basiswiderständen zwischen 0.5 und 11.7 Ωcm ausgewertet. Die ausgewerteten Smet-Teststrukturen stammen aus verschiedenen Experimenten, so dass Art (siehe Tabelle 16) und Qualität ihrer dielektrischen Passivierungsschichten nicht identisch sind. Sämtliche SmetTeststrukturen sind jedoch mittels Siebdruck metallisiert und gemäß der in [99] vorgestellten Methodik mit widerstandsoptimierten LFC-Kontakten versehen, wie sie auch auf Solarzellen verwendet werden, und können für die hier beschriebene Parametrisierung von Smet in Abhängigkeit der Basisdotierung verwendet werden. Die effektive Lebensdauer der Überschussminoritätsladungsträger τeff der einzelnen Felder wird bei einer Injektionsdichte von Δn = 5·1014 cm-3 ausgewertet. In Anlehnung an [30] wird ein Fehler von 10 % auf die gemessene Lebensdauer angenommen. Die Messung der effektiven Lebensdauer erfolgte mittels QSSPL [27, 28]. Lediglich die Smet-Teststruktur mit einem Basiswiderstand von 1.9 Ohmcm wurde mit QSSPC ausgewertet. Diese Probe war zudem vollständig symmetrisch, d.h. beidseitig bedruckt und beidseitig mit LFCs von unterschiedlichem Kontaktabstand versehen. Vor der Messung der effektiven Lebensdauer mittels QSSPC wurde bei dieser Probe die Metallisierung nasschemisch in einer NHO3-haltigen Ätzlösung entfernt. Interne

80

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften Untersuchungen zeigten, dass die symmetrischen und asymmetrischen SmetTeststrukturen ähnliche Werte für Smet liefern. Abbildung 30 zeigt die aus τeff über die Gleichungen (25) bzw. (26) berechnete effektive ORG Seff der Smet-Teststrukturen mit unterschiedlichen Basiswiderständen ρb in Abhängigkeit des Kontaktabstands Lp. Wie zu erwarten nimmt Seff mit zunehmendem Abstand der lokalen Kontakte, gleichbedeutend mit einem kleiner werdenden Metallisierungsanteil der Si-Oberfläche, und abnehmendem Basiswiderstand ab.

effektive ORG Seff (cm/s)

10000

0.5 cm 1 cm 1.9 cm 2.6 cm 3.9 cm 11.7 cm

1000

100

10 200

400

600

800

1000

Kontaktabstand Lp (µm) Abbildung 30: Auf Smet-Teststrukturen mit Basiswiderständen zwischen 0.5 und 11.7 Ωcm bestimmte effektive Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Seff in Abhängigkeit des Kontaktabstandes Lp. Die Linien repräsentieren Anpassungen der Gleichung (36) an die Messdaten, wobei Smet der einzige freie Parameter ist. Für die Funktionsanpassungen vorgegebene Parameter sowie die erhaltenen Werte für Smet finden sich in Tabelle 16.

Durch Einsetzten der Gleichungen (31), (32) und (29) in Gleichung (30) ergibt sich (

(

)

(

)

)

(36)

wobei die Größe rrek den Radius des Bereichs erhöhter Rekombination (kurz: Rekombinationsradius) rund um einen einzelnen lokalen Kontakt bezeichnet. 81

4.5 Charakterisierung der lokalen Kontakte Die Anpassung von Gleichung (36) an die experimentellen Daten ist ebenfalls in Abbildung 30 dargestellt und liefert für jeden Basiswiderstand einen Wert für Smet, welches der einzige freie Parameter bei dieser Anpassung ist. Bei der Funktionsanpassung für jeden Basiswiderstand vorgegebene Parameter sind die Waferdicke W, die Diffusionskonstante D, der Rekombinationsradius rrek und die ORG Spass der passivierten Bereiche. Für die Abhängigkeit der Diffusionskonstanten D von ρb wird die Parametrisierung nach [72, 73] verwendet. Für Spass wird jeweils der auf dem nicht metallisierten Feld bestimmte Wert angesetzt und für rrek wird jeweils der doppelte Wert des aus Messungen mit einem Auflichtmikroskop ermittelten Radius rres angenommen. Für die Teststrukturen mit 0.5 und 1 Ωcm Basiswiderstand liefert eine Anpassung von Gleichung (36) an die Messdaten unter Verwendung der jeweiligen einfachen Radien (rrek = rres) divergierende Werte für Smet, welche nicht physikalisch sind und wodurch eine sinnvolle Parametrisierung von Smet nicht möglich ist. Weiterhin besteht die Möglichkeit einer durch den Laserprozess verursachten Schädigung der Passivierung und des Si-Volumens in der Nähe des lokalen Kontakts [100, 101], weswegen die Annahme eines gegenüber dem gemessenen und den elektrischen Widerstand bestimmenden Kontaktradius rres vergrößerten Rekombinationsradius rrek gerechtfertigt ist. Ferner handelt es sich um einen dreidimensionalen Kontakt, mit einer gewissen Kontakttiefe, was ebenfalls zu einer Vergrößerung des Bereichs erhöhter Rekombination gegenüber einem flachen Kontakt führt. Auf die Bedeutung von rrek wird später in diesem Kapitel genauer eingegangen. Tabelle 16 zeigt für jeden Basiswiderstand ρb die für die Funktionsanpassung verwendeten Parameter W, D, rrek, Spass sowie den aus der Funktionsanpassung ermittelten Wert für Smet zusammen mit dem aus der Anpassung resultierenden Fehler auf Smet. Tabelle 16 listet auch die Art der Oberflächenpassivierung und die Art des SiMaterials. Für die Teststrukturen mit Basiswiderständen von 2.6 bzw. 3.9 Ωcm werden Cz-Si-Substrate genutzt. Diese Proben wurden vor der Bestimmung der Lebensdauer nochmals auf einer Heizplatte bei 200°C für 20 Minuten erwärmt, wodurch die rekombinationsaktiven Bor-Sauerstoff-Komplexe wieder aufgelöst wurden. Für alle Teststrukturen wurde die Annahme τbulk = τintr getroffen. Diese ist für FZ-Si angemessen. Für Cz-Si werden eine eventuell noch vorhandene Bor-SauerstoffKomplex-Rekombination oder andere SRH-Rekombinationspfade vernachlässigt und so die Volumenlebensdauer τbulk überschätzt. Dies führt bei der Bestimmung von Smet zu einem niedrigeren Wert für Smet. Der Unterschied von Smet zu einer zur Abschätzung des Fehlers durchgeführten Funktionsanpassung mit Spass = 0 und τbulk = τeff des symmetrisch passivierten Felds beträgt für die 2.6 Ωcm-Teststruktur ~ 100 cm/s und liegt somit innerhalb der Fehlergrenzen.

82

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften

Tabelle 16: Basiswiderstand ρb, Art des Si-Substrats sowie der Oberflächenpassivierung, Waferdicke W, Diffusionskonstanten D, gemessener Kontaktradius rres sowie der für die Funktionsanpassungen verwendete Rekombinationsradius rrek = 2 rres. Weiterhin ist die auf dem nicht metallisierten Feld bestimmte Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Spass der passivierten Bereiche und die aus den Funktionsanpassungen an die Messdaten ermittelte Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Smet samt Fehler gezeigt. Passivierung

(Ωcm)

SiSubstrat

0.5

FZ

1.0

W (µm)

D (cm²/s)

rres

rrek

(µm)

SiO2

226

23.37

FZ

SiO2

230

1.9

FZ

AlOX

2.6

Cz

3.9 11.7

ρb

(µm)

Spass (cm/s)

Smet (cm/s)

31.5

63

40

16130 ± 7300

27.09

32

64

114

5000 ± 1050

256

29.87

35

70

58

1630 ± 270

AlOX

146

30.98

30.5

61

16

1570 ± 300

Cz

AlOX

146

32.21

25.5

51

16

1000 ± 190

FZ

AlOX

180

34.49

24

48

7

290 ± 30

Abbildung 31 zeigt die aus der Funktionsanpassung in Abbildung 30 erhaltenen Werte für Smet in Abhängigkeit der Akzeptorkonzentration NA für rrek = 2rres. Die Zunahme von Smet mit zunehmender Akzeptorkonzentration rührt von einem kleiner werdenden Verhältnis NA/NA,BSF her [103, 104]. Dabei bezeichnet NA,BSF die Dotierkonzentration des lokalen „back surface field“ (BSF) der Laser gefeuerten Kontakte, welche unabhängig von der Basisdotierung sein sollte. Die gestrichelte Linie in Abbildung 31 zeigt eine lineare Funktionsanpassung an die Messdaten, wie sie der Theorie nach erwartet wird [103, 104]. Wie bereits bei [37, 98] liefert jedoch eine exponentielle Funktionsanpassung gemäß (

)

(37)

mit den Parametern S0,met = -4404 cm/s, S1 = 4451 cm/s und β = 4.75·10-17 cm3 eine bessere Übereinstimmung mit den Messdaten.

83

4.5 Charakterisierung der lokalen Kontakte

ORG Smet (cm/s)

10000

1000

100

1E15

1E16 -3

Akzeptorkonzentration NA (cm ) Abbildung

31:

Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit

Smet

in

Abhängigkeit

Akzeptorkonzentration NA, bestimmt durch Anpassung von Gleichung (36) an die Messdaten. Die gestrichelte Linien zeigt die Anpassung einer in NA linearen Funktion. Die durchgezogene Linie zeigt die Anpassung der in Gleichung (37) dargestellten exponentiellen Funktion an die Smet-Werte.

Der Einfluss des in Gleichung (36) verwendeten Rekombinationsradius rrek auf den aus der Anpassung von Gleichung (36) an die experimentellen Daten gewonnen Wert für Smet ist enorm. Abbildung 32 zeigt die aus der Funktionsanpassung ermittelte ORG Smet in Abhängigkeit der in der Funktionsanpassung fest vorgegebenen Werte für rrek am Beispiel der Smet-Teststruktur mit Basiswiderstand 1.9 Ωcm. Dabei nimmt Smet von 10155 cm/s bei rrek = 35 µm, was dem mittels eines Auflichtmikroskop bestimmten Radius rres entspricht, auf einen Smet-Wert von 1077 cm/s bei rrek = 80.5 µm, was dem 2.3fachen Wert von rres entspricht, ab. Die mit einfachem (rrek = 35 µm) und doppeltem (rrek = 70 µm) Radius ermittelten Smet-Werte weichen um mehr als 80 % voneinander ab. Eine alleinige Betrachtung von auf diese Art und Weise bestimmten Werten für Smet ist somit wenig aussagekräftig, da der Wert für rrek nicht ohne Weiteres experimentell bestimmt werden kann, sondern abgeschätzt werden muss. Deshalb wurde von Nekarda [102] der sogenannte Dunkelsättigungsstrom eines einzelnen Kontakts 84

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften

(

(

)

(38)

)

Smet

ORG Smet (cm/s)

10000

1.0

I0c 8000

0.8

6000

0.6

4000

0.4

2000

0.2

0

35 40 45 50 55 60 65 70 75 80

0.0

Dunkelsättigungsstrom I0c (fA)

eingeführt, worin sowohl rrek als auch Smet einfließen und der so eine aussagekräftige Größe bzgl. der Rekombinationseigenschaften lokaler Kontakte darstellt. Abbildung 32 zeigt die aus den Wertepaaren rrek und Smet nach Gleichung (38) berechneten Werte für I0c. Für Rekombinationsradien 35 µm < rrek 1000

90 - 170

4.6.4 Modellgestützte Optimierung von Solarzellen Wie in Kapitel 4.6.2 gezeigt beschreiben die analytischen Berechnungen die Kenngrößen der hergestellten Solarzellen sehr gut, so dass auf dieser Basis 100

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften durchgeführte weitergehende Simulationen Ansatzpunkte für eine effektive weitere Steigerung des Wirkungsgrades liefern können. Ausgangspunkt sind die in Tabelle 18 gezeigten Parameter, die den aktuellen Entwicklungsstand der TOPAS-Solarzelle wiedergeben. Sättigungsstromdichten Eine Möglichkeit die Leerlaufspannung und so auch den Wirkungsgrad zu erhöhen, besteht darin die Sättigungsstromdichte J01 zu verringern. Diese setzt sich nach Gleichung (5) aus der Emittersättigungsstromdichte J0e und der Basissättigungsstromdichte J0b zusammen. In die Basissättigungsstromdichte geht wie zu Beginn von Kapitel 4.6.1 erläutert der Basiswiderstand, bzw. die Akzeptorkonzentration ein. Die Emittersättigungsstromdichte hängt dagegen nicht vom Basiswiderstand ab. Abbildung 39 zeigt die beiden Komponenten von J01 – die Basissättigungsstromdichte J0b und die Emittersättigungsstromdichte J0e – in Abhängigkeit des Basiswiderstands ρb. Die Berechnung von J0b erfolgte mit der Simulationssoftware Pitchmaster und den in Tabelle 18 gelisteten Eingangsparametern sowie dem für jeden Basiswiderstand optimalen Kontaktabstand Lp. Die Basissättigungsstromdichte J0b nimmt mit zunehmendem Basiswiderstand zu. In dem betrachteten Basiswiderstandbereich liegen J0e und J0b in der gleichen Größenordnung. Welche der beiden Sättigungsstromdichten jedoch die Sättigungsstromdichte J01 dominiert hängt von ρb ab. Bei einem Basiswiderstand von 0.5 Ωcm ist der Beitrag von J0b zu J01 geringer als der von J0e. Da J0b jedoch mit zunehmendem Basiswiderstand monoton zunimmt ist der Beitrag von J0b zu J01 für die hier betrachteten TOPAS-Solarzellen ab einem Basiswiderstand von ~1.6 Ωcm größer als derjenige von J0e.

101

2

Sättigungsstromdichte (fA/cm )

4.6 Analytische Modellierung von PERC-Solarzellen

350 J0e

300

J0b

250 200 150 100 50 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0 3.5 4.0

Basiswiderstand b (cm) Abbildung 39: Basissättigungsstromdichte J0b in Abhängigkeit des Basiswiderstands ρb wie sie mit der Simulationssoftware Pitchmaster und den in Tabelle 18 gelisteten Eingangsparametern sowie dem für jeden Basiswiderstand optimalen Kontaktabstands Lp der lokalen Rückseitenkontakte berechnet wurden. Ebenfalls dargestellt ist der für die in diesem Kapitel gezeigten Berechnungen verwendete Wert der Emittersättigungsstromdichte J0e.

Bei gegebenem Basiswiderstand und Waferdicke sowie vernachlässigbarere SRHRekombination kann J0b nur durch eine Verringerung der effektiven ORG Seff der Solarzellenrückseite reduziert werden (vgl. Gleichung (7)). Diese wiederum beinhaltet die ORG im passivierten Bereich Spassund an den Metallkontakten Smet (vgl. Gleichung (30)). Nach Thaidigsmann [108] hat bei vergleichbaren Solarzellenrückseiten die Reduzierung von Spass einen geringeren Einfluss auf den Wirkungsgrad als die Reduzierung von Smet. Abbildung 40 und Abbildung 41 zeigen nun für Basiswiderstände von 0.9 Ωcm (Abbildung 40) bzw. 2.5 Ωcm (Abbildung 41) jeweils den Wirkungsgrad η, dargestellt durch Iso-Effizienz-Linien, in Abhängigkeit der ORG Smet im Bereich der Metallkontakte (mit rrek = 2rres) sowie der Emittersättigungsstromdichte J0e. Die Simulationen wurden mit den in Tabelle 18 gelisteten Eingangsparametern sowie dem jeweils optimalen Kontaktabstands Lp der lokalen Rückseitenkontakte durchgeführt. Für beide Basiswiderstände ist jeweils der mit den momentan für

102

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften TOPAS-Solarzellen realisierbaren Werten für J0e (165fA/cm2) und Smet (vgl. Tabelle 16) aktuell mögliche Wirkungsgradbereich ηaktuell eingezeichnet.

Wirkungsgrad  (%) für b=0.9cm 200

Emittersättigungs2 stromdichte J0e (fA/cm )

180

aktuell

160

19.8

140

19.9

120 20.0

100 20.1

80

20.2

60

20.3

40

20.5

20.4

20 21.0

0

0

2000

4000

6000

8000

ORG Smet (cm/s) Abbildung 40: Berechneter Wirkungsgrad η in Abhängigkeit der Emittersättigungsstromdichte J0e und der Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Smet im Bereich der Metallkontakte, dargestellt durch Iso-Effizienz-Linien. Die Berechnungen wurden mit der Simulationssoftware Pitchmaster und den in Tabelle 18 gelisteten Eingangsparametern sowie dem jeweils optimalen Kontaktabstands Lp der lokalen Rückseitenkontakte für einen fest vorgegebenen Basiswiderstand von 0.9 Ωcm durchgeführt. Der mit den momentan für TOPAS-Soarzellen realisierbaren Werten für J0e und Smet aktuell mögliche Wirkungsgradbereich ηaktuell ist ebenfalls eingezeichnet.

103

4.6 Analytische Modellierung von PERC-Solarzellen

Wirkungsgrad  (%) für b=2.5cm

200

Emittersättigungs2 stromdichte J0e (fA/cm )

180

19.3

aktuell

160

19.4

140

19.5

120

19.6

100

19.7

80

19.8

60 19.9

40 20 0

20.5

20.2

20.0

21.0

0

1000

2000

3000

ORG Smet (cm/s) Abbildung 41: Berechneter Wirkungsgrad η in Abhängigkeit der Emittersättigungsstromdichte J0e und der Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Smet im Bereich der Metallkontakte, dargestellt durch Iso-Effizienz-Linien. Die Berechnungen wurden mit der Simulationssoftware Pitchmaster und den in Tabelle 18 gelisteten Eingangsparametern sowie dem jeweils optimalen Kontaktabstands Lp der lokalen Rückseitenkontakte für einen fest vorgegebenen Basiswiderstand von 2.5 Ωcm durchgeführt. Der mit den momentan für TOPAS-Soarzellen realisierbaren Werten für J0e und Smet aktuell mögliche Wirkungsgradbereich ηaktuell ist ebenfalls eingezeichnet.

Je nach vorliegendem Basiswiderstands haben J0e und Smet eine unterschiedlich stark ausgeprägte Wirkung auf den Wirkungsgrad der Solarzelle. Geht man von dem jeweils aktuell möglichen Wirkungsgrad ηaktuell aus und reduziert J0e beispielsweise um 50%, so führt dies für einen Basiswiderstand von 0.9 Ωcm zu einem um etwas mehr als 0.3 %abs höheren Wirkungsgrad, für einen Basiswiderstand von 2.5 Ωcm jedoch nur zu einem Wirkungsgradgewinn von etwas weniger als 0.2 %abs. Wird hingegen Smet jeweils um 50% reduziert, so führt dies im Falle eines Basiswiderstands von 0.9 Ωcm zu einer Wirkungsgradsteigerung von gut 0.1 %abs, im Falle eines Basiswiderstands von 2.5 Ωcm zu einer Wirkungsgradsteigerung von etwas mehr als 0.2 %abs. Für Solarzellen mit einem Basiswiderstand von 0.9 Ωcm ist es somit effektiver die Emittersättigungsstromdichte zu reduzieren als Smet, für Solarzellen mit einem Basiswiderstand von 2.5 Ωcm ist die Situation genau umgekehrt. Dies 104

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften verdeutlicht die Bedeutung des Basiswiderstands für eine weitere Prozessoptimierung und Wirkungsgradsteigerung von TOPAS-Solarzellen.

Störstellenrekombination und LID Der letztendlich für eine effiziente Stromgewinnung mittels Photovoltaik-Anlagen entscheidende Wirkungsgrad der Solarzellen ist der Wirkungsgrad nach LID. Licht induzierte Degradation ist von der interstitiellen Sauerstoffkonzentration und der Borkonzentration abhängig und reduziert die Volumenlebensdauer τbulk. Die Volumenlebensdauer (siehe Gleichung (41)) hängt außerdem auch von zusätzlichen (nicht Bor-Sauerstoff-Komplex-Rekombination) SRH-Rekombinationspfaden ab, wie sie beispielsweise Kristallversetzungen darstellen. Diese zusätzliche SRHRekombination wird hier durch die Lebensdauer τSRH beschrieben. Im Folgenden werden die Bedeutung der interstitiellen Sauerstoffkonzentration und der SRHLebensdauer für den Wirkungsgrad von PERC Solarzellen anhand von Simulationen untersucht und miteinander verglichen. Die Simulationssoftware Pitchmaster berücksichtigt die Abhängigkeit der BorSauerstoff-Komplex-Rekombination (Effekt der LID) von NA gemäß der von Bothe et al [85] vorgeschlagenen Parametrisierung. Eine Verbesserung der Volumenlebensdauer durch den Herstellungsprozess wird durch einen konstanten der Parametrisierung vorangestellten Faktor fProzess (Prozessverbesserungsfaktor) berücksichtigt. Dieser kann nach [109] Werte zwischen 2 und 3.5 annehmen und ist als Untergrenze einer möglichen Verbesserung der Volumenlebensdauer durch den Herstellungsprozess anzusehen. Die interstitielle Sauerstoffkonzentration Oi und der Faktor fProzess haben entgegengesetzte Effekte auf die durch Bor-Sauerstoff-Komplex-Rekombination limitierte Lebensdauer τBO. Diese nimmt mit abnehmender Sauerstoffkonzentration Oi und zunehmendem Prozessverbesserungsfaktor fProzess zu. Für die im Rahmen dieser Arbeit hergestellten Solarzellen ist weder die Sauerstoffkonzentration Oi noch der Prozessverbesserungsfaktor fProzess genau bekannt, weshalb auf die Simulation der nach LID gemessenen Kenngrößen verzichtet wird. Dennoch lässt sich anhand von Simulationen die Bedeutung der interstitiellen Sauerstoffkonzentration und der SRHLebensdauer für den Wirkungsgrad von PERC-Solarzellen nach LID herausarbeiten.

105

4.6 Analytische Modellierung von PERC-Solarzellen

19.7

tSRH unendlich,

Wirkungsgrad  (%)

19.6

17

Oi=6x10 cm

19.5

-3

tSRH= unendlich,

19.4

17

Oi=5x10 cm

-3

19.3

tSRH= unendlich,

19.2

Oi=3x10 cm

17

19.1

-3

tSRH= 200µs, 17

19.0

Oi=3x10 cm

-3

tSRH= 100µs,

18.9

17

Oi=3x10 cm

18.8

-3

18.7 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0 3.5 4.0

Basiswiderstand b (cm) Abbildung 42: Wirkungsgrads η in Abhängigkeit des Basiswiderstand ρb und verschiedenen Kombinationen aus Shockley-Read-Hall-Lebensdauer τSRH und interstitieller Sauerstoffkonzentration Oi. Die Berechnungen wurden mit der Simulationssoftware Pitchmaster und den in Tabelle 18 gelisteten Eingangsparametern sowie einem jeweils optimalen Kontaktabstand Lp durchgeführt.

Abbildung 42 zeigt den mit den in Tabelle 18 gelisteten Eingangsparametern sowie mit dem jeweils optimalen Kontaktabstand Lp der lokalen Rückseitenkontakte berechneten Wirkungsgrad η bei aktivierter Bor-Sauerstoff-Komplex-Rekombination in Abhängigkeit des Basiswiderstands ρb. Es sind Berechnungen für verschiedene Kombinationen aus SRH-Lebensdauer τSRH und interstitielle Sauerstoffkonzentration Oi dargestellt. Diese Kombinationen werden im Folgenden durch Wertepaare („τSRH“, „Oi“) gekennzeichnet. Für die Berechnungen wurde stets ein Prozessverbesserungsfaktor fProzess = 2 angenommen. Eine zusätzliche Degradation des FF für hohe Basiswiderstände [94, 95] wurde nicht berücksichtigt. Ebenso wurde angenommen, dass τSRH unabhängig von ρb ist. Der mit dem Wertepaar (τSRH = unendlich, Oi = 3·1017 cm-3) berechnete, durch eine durchgezogene Linie in Abbildung 42 dargestellte Verlauf des Wirkungsgrads zeigt für jeden Basiswiderstand die höchsten Werte. Dieser liegt niedriger als in Abbildung 33, da eine endliche durch LID aktivierte Lebensdauer τBO berücksichtigt wurde 106

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften Wird nun Oi erhöht, so nimmt der Wirkungsgrad ab, der Verlauf in Abhängigkeit von ρb wird flacher und der optimale Basiswiderstand verschiebt sich hin zu höheren Werten von ρb. Dies wird anhand der Berechnungen für die Wertepaare (τSRH = unendlich, Oi = 5·1017 cm-3) und (τSRH = unendlich, Oi = 6·1017 cm-3), dargestellt durch gestrichelte Linien, verdeutlicht. Die Ursache hierfür ist die mit zunehmender Sauerstoffund Borkonzentration zunehmende Bor-Sauerstoff-KomplexRekombination. Die Abhängigkeit von der Borkonzentration führt mit zunehmender Oi-Konzentration zu flacher werdenden Verläufen und der Verschiebung des Maximums hin zu höheren Basiswiderständen. Wird ausgehend von dem Wertepaar (τSRH = unendlich, Oi = 3·1017 cm-3) die SRHLebensdauer reduziert, so nimmt der Wirkungsgrad ab, der Verlauf in Abhängigkeit von ρb wird steiler und der optimale Basiswiderstand verschiebt sich hin zu niedrigeren Werten von ρb. Dies wird anhand der Berechnungen für die Wertepaare die (τSRH = 200 µs, Oi = 3·1017 cm-3) und (τSRH = 100 µs, Oi = 3·1017 cm-3), dargestellt durch strich-punktierte Linien, verdeutlicht. Die Ursache hierfür ist eine mit abnehmender SRH-Lebensdauer kleiner werdende Volumenlebensdauer sowie die mit abnehmendem Basiswiderstand zunehmende Bor-Sauerstoff-KomplexRekombination. Eine geringere SRH-Lebensdauer führt zunächst zu einer geringeren Volumenlebensdauer. Mit zunehmendem Basiswiderstand nimmt jedoch die Bedeutung der SRH-Lebensdauer für die Volumenlebensdauer zu, da die Augerrekombination und vor allem die Bor-Sauerstoff-Komplex-Rekombination abnehmen und τSRH die Volumenlebensdauer entscheidend reduziert. Die Sauerstoffkonzentration von Oi = 3·1017 cm-3 stellt einen typischen Wert für mc-Si dar, welches je nach Hersteller und Blockposition interstitielle Sauerstoffkonzentrationen zwischen Oi ~ 5·1016 cm-3 und Oi ~ 5·1017 cm-3 besitzen kann [110]. Aufgrund der ähnlichen Herstellung von CM-Si und mc-Si ist es naheliegend für CMSi ähnliche Sauerstoffkonzentrationen zu vermuten. Typische Cz-Si-Materialien besitzen Sauerstoffkonzentrationen im Bereich von Oi ~ 5·1017 cm-3 bis Oi ~ 1·1018 cm-3. Die gestrichelten Linien in Abbildung 42 repräsentieren somit Berechnungen für Cz-Si, die strich-punktierten Linien entsprechen eher Berechnungen für cast-mono-Si oder mc-Si. Die Kurven mit SRH-Lebensdauern von 100 µs bzw. 200 µs zeigen eine stärkere Abhängigkeit des Wirkungsgrads von ρb. Man erkennt deutlich, dass für solche Materialen durch eine Verringerung des Basiswiderstandes sehr effektiv eine Steigerung des Wirkungsgrades erreicht werden kann, was die enorme Bedeutung des Basiswiderstands für den Wirkungsgrad verdeutlicht. Eine höhere Basisdotierung ist evtl. technologisch einfacher zu realisieren, als beispielsweise die Anzahl der Kristallversetzungen zu reduzieren. Die Simulationsergebnisse zeigen weiterhin, dass Materialien mit einer mittleren SRH-Lebensdauer (~ 100 -200 µs) bei gleichzeitiger 107

4.7 Zusammenfassung geringer Sauerstoffkonzentration und geringem Basiswiderstand nach LID ähnliche oder sogar höhere Wirkungsgrade erreichen können wie qualitativ hochwertiges CzSi-Material mit einer für Cz-Si sehr niedrigen Sauerstoffkonzentration von Oi = 5·1017 cm-3 bzw. Oi = 6·1017 cm-3. Die dominierende Wirkung von NA auf J0b (vgl. Kapitel 4.6.2) führt für sämtliche Wertepaare zu einem Optimum im Wirkungsgrad für vergleichsweise geringe Basiswiderstände von 0.5 bis 1.2 Ωcm. Die Bedeutung der interstitiellen Sauerstoffkonzentration Oi für den Wirkungsgrad nach LID ist stärker zu gewichten als die der SRH-Lebensdauer, deren Wirkung auf die Volumenlebensdauer durch einen niedrigen Basiswiderstand deutlich abgeschwächt werden kann. Vor diesem Hintergrund ist die Wahl des Si-Ausgangsmaterials für die Fertigung von PERC-Solarzellen mit LFC-Kontaktierung zu betrachten. Die präsentierten Simulationsergebnisse zeigen die Wettbewerbsfähigkeit bzgl. des Wirkungsgrads von cast-mono-Si-Substraten mit Cz-Si-Substraten. Inwiefern eine Wettbewerbsfähigkeit des cast-mono-Si-Materials auf der Kostenseite der Materialherstellung gegeben ist bleibt offen. Weiterhin lässt sich aus den Simulationsergebnissen folgern, dass auch eine Verwendung von mc-Si für die Fertigung von PERC-Solarzellen mit LFC-Kontakten sinnvoll sein kann. Aufgrund der geringeren Materialkosten, könnte insbesondere unter ökonomischen Gesichtspunkten die Verwendung von mc-Si für PERCSolarzellen von Vorteil sein. In [48] wurden bereits aus mc-Si industriell hergestellte PERC-Solarzellen mit Wirkungsgraden von bis zu 19.5 % präsentiert, was das Wirkungsgradpotential des Materials verdeutlicht.

4.7 Zusammenfassung In diesem Kapitel wurde der Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften auf TOPAS-Solarzellen untersucht. Die verwendeten Si-Substrate unterscheiden sich in ihrer Herstellung, ihrem Basiswiderstand ρb und ihrer SRH-Lebensdauer. Die Solarzellen erreichen Wirkungsgrade von bis zu 19.9 %, insbesondere der mit hochwertigem cast-mono-Si erreichte Wirkungsgrad von bis zu 19.8 % ist bemerkenswert. Für verschiedene cast-mono-Si-Materialien wurde die Anzahl der Kristallversetzungen, welche mittels Photolumineszenz-Messungen erkennbar sind, als kritischer Parameter für die Eignung des Materials zur Herstellung von PERC-Solarzellen identifiziert.

108

4 Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften Die cast-mono-Si-Materialien zeigen trotz niedrigerem Basiswiderstand geringere oder gleiche Wirkungsgradverluste (-0.3 %abs bis -0.4 %abs) durch lichtinduzierte Degradation wie das Bor dotierte Cz-Si-Referenzmaterial (-0.4 %abs). Die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Smet siebgedruckter, lokal laserlegierter Kontakte wurde in Abhängigkeit der Basisdotierung NA parametrisiert, was eine analytische Modellierung der hergestellten PERC-Solarzellen in Abhängigkeit von ρb ermöglichte. Die vor LID gemessenen Kenngrößen der hergestellten Solarzellen wurden schließlich mit rein analytischen Berechnungen verglichen, wobei sich eine sehr gut Übereinstimmung zeigte. Die auftretenden Abweichungen liegen innerhalb der Fehlergrenzen. Anhand der analytischen Berechnungen wurde gezeigt, dass für PERC-Solarzellen niedrige Basiswiderstände vorteilhaft sind und dass der Wirkungsgrad der untersuchten Solarzellen nicht durch Volumen- sondern durch Oberflächenrekombination limitiert ist. Auf diesen Ergebnissen aufbauende Simulationen zeigen, dass eine Verringerung der Sättigungsstromdichte J01 je nach vorliegendem Basiswiderstand effektiver über eine Verringerung der Emittersättigungsstromdichte J0e bzw. der Basissättigungsstromdichte J0b erreicht wird. Die Volumenrekombination betreffende Simulationen zeigen, dass aufgrund LID Bor-Sauerstoff-Komplex-Rekombination die Wirkung der interstitiellen Sauerstoffkonzentration auf den Wirkungsgrad nach LID stärker zu gewichten ist als die einer zusätzlichen SRH-Rekombination, deren Wirkung auf die Volumenlebensdauer durch einen niedrigen Basiswiderstands deutlich abgeschwächt werden kann. Dieses Ergebnis demonstrierte die Eignung von cast-mono-Si oder auch mc-Si für PERC-Solarzellen.

109

5 Photovoltaikmodule aus PERC-Solarzellen 5.1 Motivation und Einleitung Um eine Montage zu ermöglichen und die Solarzellen vor Witterungseinflüssen zu schützen, werden die fertigen Solarzellen zu Photovoltaikmodulen (PV-Modulen) weiterverarbeitet. Ein typisches Solarmodul besteht aus mehreren Solarzellensträngen. In einem Solarzellenstrang werden mehrere Solarzellen mit sogenannten Zellverbindern in Reihe verschaltet. Diese Zellverbinder werden im Wechsel auf Zellvorder- und Zellrückseite der in Reihe geschalteten Solarzellen angelötet. Die Rückseitenmetallisierung von Solarzellen besteht üblicherweise aus einer siebgedruckten Aluminiumpaste, welche an Luft sehr schnell oxidiert, was wiederum der Lötbarkeit abträglich ist. Daher werden auf der Solarzellenrückseite zunächst extra für die Verlötung der Solarzellen vorgesehene Lötpad-Bereiche mit einer Ag-haltigen Paste bedruckt. Anschließend wird mit einem gewissen Überlapp um diese Bereiche herum die Al-Paste gedruckt. PERC-Solarzellen stellen neue Anforderungen an diese Lötpadpasten. Die Lötbereiche sollen die Passivierung möglichst wenig schädigen und gleichzeitig eine ausreichende Haftung aufweisen, so dass sich die Lötpads unter der Einwirkung der in einem Solarmodul bei Herstellung und Betrieb üblichen Kräfte nicht von der Solarzelle ablösen. Auch ein niedriger Übergangswiderstand von der Al-Paste zur Lötpadpaste ist für einen niedrigen Serienwiderstand der Solarzelle entscheidend. Im ersten Teil dieses Kapitels werden fünf verschiedene kommerzielle Lötpadpasten hinsichtlich der eben erläuterten Anforderungen untersucht. Im zweiten Teil des Kapitels wird ein erfolgreich hergestelltes PV-Modul präsentiert und analysiert. Für die Herstellung des Moduls wurden aus cast-mono-Si im Rahmen dieser Arbeit gefertigte TOPAS-Solarzellen verwendet.

111

5.2 Evaluation geeigneter Lötpadpasten

5.2 Evaluation geeigneter Lötpadpasten 5.2.1 Experimentablauf Abbildung 43 zeigt die Prozesssequenz, mit welcher die Schädigung der Passivierung durch die Lötpadpaste, die Haftung der Lötpads und der Übergangswiderstand zwischen Lötpadbereich und Al-Bereich untersucht werden. Alkalische Sägeschadenätze SC1-SC2-Reinigung + thermische Oxidation PECVD SiOx + SiNx (beidseitig) Siebdruck (einseitig) Ag/Al-Lötpadpaste (Variation) gemäß Test-Layout (einseitig)

Siebdruck (einseitig) Al-Paste gemäß Test-Layout Kontaktfeuern (FFO) Formiergastempern (FGA) Laserschneiden Nasschemische Metallätze Charakterisierung (QSSPC, Haftungstest, 4-Spitzen-Messung)

Abbildung 43: Prozesssequenz zur Evaluation verschiedener Lötpadpasten. Das verwendete SiebdruckTestlayout ist in Abbildung 44 dargestellt.

Als Ausgangsmaterial werden Cz-Si Wafer mit einem Basiswiderstand zwischen 5 und 7 Ωcm verwendet. Eine alkalische Ätzlösung entfernt den Sägeschaden auf der Oberfläche. Nach einer nasschemischen SC1-SC2-Reinigungssequenz werden die Wafer thermisch oxidiert. Es wird der TOPAS-Rohrofenoxidationsprozess verwendet, welcher auch für die in den Kapiteln 3 und 4 gezeigten TOPAS-Solarzellen verwendet wurde und wodurch eine dünne SiO2-Schicht entsteht. Anschließend wird beidseitig eine PECVD-Schichtsystem aus SiOX und SiNX abgeschieden, wie es auch für die siebgedruckten Solarzellen in den Kapiteln 3 und 4 verwendet wurde. Nun erfolgt einseitig der Siebdruck der Lötpadpaste. Dafür wird das in Abbildung 44 gezeigte, für dieses Experiment entwickelte, Layout verwendet. Es werden fünf verschiedene kommerziell Ag-haltige Lötpadpasten getestet. Die Pasten werden im Folgenden anonymisiert als Pasten A bis E bezeichnet. Nun folgt der Siebdruck der Al-Paste mit gemäß dem in Abbildung 44 gezeigten Layout. Nun folgen das Kontaktfeuern der Wafer in einem industriellen Durchlaufofen bei 860°C eingestellter Maximaltemperatur und schließlich das Tempern in Formiergasatmosphäre für 3:40 min bei 300°C. Die Wafer werden nun mit einem Laser entlang der in Abbildung 44 gezeigten Linie halbiert. Eine HNO3-haltige nasschemische Ätzlösung entfernt die Lötpadpaste von der Waferhälfte, an welcher die Schädigung der Passivierung durch die Lötpadpaste untersucht wird. An dieser Waferhälfte werden 112

5 Photovoltaikmodule aus PERC-Solarzellen nun mittels QSSPC die effektiven Lebensdauern des nicht bedruckten und des ehemals bedruckten Bereichs gemessen und miteinander verglichen. An der anderen Waferhälfte werden zunächst mittels 4-Spitzenmessung die Leitfähigkeiten der verschieden Pasten an den dafür vorgesehenen Strukturen bestimmt, woraus sich der Übergangswiderstand von Al-Paste zu Lötpadpaste bestimmen lässt. Anschließend werden in den dafür vorgesehenen Bereichen Zellverbinder aufgelötet und Abzugstests durchgeführt. Abbildung 44 zeigt das für dieses Experiment entwickelte SD-Testlayout. Die in schwarz dargestellten Bereiche zeigen die Flächen, welche mit den verschiedenen Lötpadpasten bedruckt werden. Die grünen Bereiche zeigen die Flächen welche mit Al-Paste bedruckt werden. Ebenfalls dargestellt ist die Linie, entlang welcher die Wafer nach FGA mit Hilfe eines Lasers in zwei Teile zertrennt werden. Außerdem sind die drei Bereiche gekennzeichnet, in welchen die verschiedenen Messmethoden zur Charakterisierung der Lötpadpasteneigenschaften eingesetzt werden. Pad-Paste

QSSPC

QSSPC

Bereich für QSSPCMessungen Al-Paste Laserschneidelinie

Bereich für Haftungstests Bereich für Leitfähigkeitsmessung Abbildung 44: Siebdruck-Testlayout nach welchem die verschiedene Lötpasten sowie die Al-Paste gedruckt wurden. Die in schwarz dargestellten Bereiche zeigen die Flächen, welche mit den verschiedenen Ag-haltigen Lötpadpasten bedruckt wurden. Die grünen Bereiche zeigen die Flächen, die mit der Al-Paste bedruckt wurden. Ebenfalls dargestellt sind die verschieden Analysebereiche des Wafers sowie die Laserschneidelinie.

5.2.2 Schädigung der Passivierung Nach Entfernen der Lötpasten in einer nasschemischen Ätzlösung wird an der dafür vorgesehene Waferhälfte (vgl. Abbildung 44) mittels QSSPC die effektive 113

5.2 Evaluation geeigneter Lötpadpasten Lebensdauer τeff in den ehemals metallisierten Bereichen und den nicht metallisierten Bereichen gemessen und bei einer Injektionsdichte von Δn = 5·1014 cm-3 ausgewertet. Aus dem Vergleich der effektiven Lebensdauern des ehemals metallisierten und des nicht metallisierten Bereichs lässt sich für jede Padpaste qualitativ die Stärke der Schädigung der Passivierung durch die Padpaste bestimmen. Abbildung 45 zeigt die effektiven Lebensdauern τeff, wie sie in den nicht metallisierten und den ehemals metallisierten Bereichen für die mit den verschiedenen Padpasten bedruckten Wafern bestimmt wurden. Für jede Paste sind die Ergebnisse von zwei verschiedenen Wafer dargestellt Die Lebensdauern der nicht metallisierten Bereiche liegen bei sämtlichen untersuchten Wafern zwischen 390 µs und 550 µs, was ein für das Ziel dieser Untersuchung ausreichend hohes Niveau darstellt. In den ehemals bedruckten Bereichen liegt die effektive Lebensdauer für sämtliche Pasten unterhalb von 100 µs und somit deutlich niedriger als in den jeweiligen nicht metallisierten Bereichen. Dennoch zeigen sich auch noch zwischen den Pasten große Unterschiede. Die Pasten A, C und D reduzieren τeff um 80 % bis 85 %, Paste E um gut 90 % und Pasten B sogar um mehr als 95 %. Da bei den in dieser Arbeit untersuchten Solarzellen lediglich ca. 2.5 % der Zellrückseite mit einer Lötpadpaste metallisiert sind, ist die in diesen Bereichen erhöhte Rekombination tolerierbar. Dennoch liegt es natürlich Nahe eine Lötpadpaste zu verwenden, welche die höchste effektive Lebensdauer garantiert. Insgesamt liefern die untersuchten Pasten jedoch alle eine relativ geringe effektive Lebensdauer und es wäre wünschenswert, eine Lötpadpaste zur Verfügung zu haben, welche die Passivierung deutlich weniger schädigt.

114

5 Photovoltaikmodule aus PERC-Solarzellen

Lebensdauer eff (µs)

1000

100

nicht metallisiert metallisiert

10

A

B

C

D

E

Lötpadpaste Abbildung 45: Effektive Lebensdauern τeff der verschiedenen Lötpadpasten in den ehemals metallisierten und den nicht metallisierten Bereichen der untersuchten Wafer. Für jede Paste sind die Ergebnisse zweier verschiedener Wafer dargestellt. Die effektive Lebensdauer τeff wurde jeweils mittels 14

QSSPC bei einer Injektionsdichte von Δn = 5·10

3

cm- bestimmt.

5.2.3 Übergangswiderstand Ag/Al-Paste Abbildung 46 zeigt den Ausschnitt des SD-Testlayouts in welchem der spezifische Übergangswiderstand ρAg/Al von dem Al-Bereich zu den Lötbereichen, gedruckt mit verschiedenen Ag-haltigen Pasten, bestimmt wird.

115

5.2 Evaluation geeigneter Lötpadpasten

Bereich 1: Widerstand Ag-Paste

Bereich 2: Widerstand Al-Paste

Bereich 3: Übergangswiderstand Ag/Al Abbildung 46: Bereich des Siebdruck-Test-Layout für die Bestimmung des spezifischen Ag/AlÜbergangswiderstands. Die Länge der Leiterbahn in Bereich 3 ist die Summe der Leiterbahnen der Bereiche 1 und 2. Die Strukturbreite beträgt ~ 3 mm.

Es sind die dafür benötigten drei verschiedenen Bereiche verdeutlicht. An der Leiterbahn in Bereich 1 wird mittels 4-Spitzenmessung der Linienwiderstand RAg der Ag-haltigen Lötstreifen bestimmt, an der Leiterbahn in Bereich 2 der Linienwiderstand RAl der Al-Streifen. In Bereich 3 wird schließlich mittels 4-Spitzenmessung der Linienwiderstand der aus Ag- und Al-Bereichen zusammengesetzten Leiterbahn bestimmt. Diese setzt sich aus sieben mit der jeweiligen Ag-haltigen Padpaste gedruckten und acht mit der Al-Paste gedruckten Teilstücken zusammen, so dass insgesamt 14 Übergänge zwischen den beiden SD-Pasten vorliegen. Die Gesamtlänge der mit der Lötpadpaste gedruckten Teilstücke summiert sich dabei zu der Länge der in Bereich 1 gezeigten Ag-Leiterbahn, die der mit Al-Paste gedruckten Teilstücke zu der in Bereich 2 gezeigten Al- Leiterbahn. Der spezifische Übergangswiderstand ρAg/Al zwischen Ag-haltiger Lötpadpaste und Al-Paste ergibt sich somit zu (44)

wobei AAg/Al,Test die Fläche des Überlappbereichs beider Pasten des Testlayouts bezeichnet (siehe Abbildung 47) Abbildung 47 zeigt einen schematischen Querschnitt des Übergangs von Al- und AgPaste. Zunächst wird die Ag-haltige Lötpadpaste gedruckt. Anschließend wird die AlPaste gedruckt. Dabei entsteht ein gewollter Überlapp zwischen den beiden Bereichen mit einer Gesamtfläche von AAg/Al,Test = 0.67 mm2. Die Strukturbreite der Leiterbahnen beträgt 3 mm. Die aus dem Pastenauftrag resultierende Pastenhöhe liegt üblicherweise in einem Bereich von ~ 10 - 20 µm. Die dadurch aufgespannte Fläche ist somit um gut eine Größenordnung kleiner als der Bereich des Überlapp. Für den Vergleich der für die verschiedenen Lötpadpasten bestimmten Ag/AlÜbergangswiderstands ρAg/Al wird nun angenommen, dass der gesamte Strom durch 116

5 Photovoltaikmodule aus PERC-Solarzellen die Überlappfläche fließt. Weiterhin wird angenommen, dass AAg/Al,Test für alle getesteten Lötpadpasten gleich groß ist, d.h. ein eventuelles Verlaufen, insbesondere ein von Paste zu Paste anderes Druckbild, der Siebdruckpasten wird über einen Fehlerbeitrag von ±50 % berücksichtigt. Aufgrund dieser vereinfachenden Annahmen kann eine aus unterschiedlichen Auftragsmengen der Lötpadpasten (zwischen 0.21 und 0.48 g/Wafer) resultierende unterschiedliche Ag-Pastenhöhe unberücksichtigt bleiben und so die verschiedenen Pasten miteinander verglichen werden.

Überlapp Ag/Al-Paste

~10-20 µm Al-Paste

Ag-Paste

Abbildung 47: Schematischer Querschnitt eines Übergangbereichs von Al-Paste zu Ag-haltiger Lötpadpaste.

Abbildung 48 zeigt den nach Gleichung (44) bestimmten spezifischen Übergangswiderstand ρAg/Al für die verschiedenen Lötpadpasten. Es sind jeweils der Mittelwert und die Standardabweichung (innere Fehlerbalken) von 6 bis 7 Messungen dargestellt. Der systematische Fehler der Überlappfläche AAg/Al,Test ist ebenfalls dargestellt (äußere Fehlerbalken). Es zeigen sich deutliche Unterschiede zwischen den verschiedenen Pasten. Der spezifische Übergangswiderstand ρAg/Al liegt für die Pasten A und D bei ~ 0.03 – 0.04 mΩcm2 und für die Pasten B, C und E bei ~ 0.1 – 0.13 mΩcm2.

117

5.2 Evaluation geeigneter Lötpadpasten

0.20

spezifischer Übergangs2 widerstand Ag/Al (mcm )

0.18 0.16 0.14 0.12 0.10 0.08 0.06 0.04 0.02 0.00

A

B

C

D

E

Lötpadpaste Abbildung 48: Überganswiderstand ρAg/Al der verschiedenen Ag-haltigen Lötpadpasten. Es sind jeweils der Mittelwert und die Standardabweichung (innere Fehlerbalken) von 6 bis 7 Messungen dargestellt. Der äußere Fehlerbalken gibt den systematischen Fehler der Überlappflächen AAg/Al,Test wieder.

Der spezifische Übergangswiderstand ρAg/Al trägt zum Serienwiderstands RS einer Solarzelle bei. Dieser Beitrag RS,Ag/Al des spezifischen Übergangswiderstandes ρAg/Al zu RS lässt sich nach (45)

berechnen. Dabei ist AAg/Al,Zelle die Überlappfläche zwischen Al- und Lötstruktur der betrachteten Solarzelle. Der Ausdruck wird mit der Fläche ASym des Symmetrieelements der Lötstruktur multipliziert um in gewohnter Weise die Serienwiderstände von Solarzellen mit unterschiedlicher Zellfläche miteinander vergleichen zu können. Nun wird diskutiert, inwieweit sich unterschiedliche Lötstrukturdesigns auf den RSBeitrag des Übergangseiderstands ρAg/Al auswirken. Der in Gleichung (45) dargestellte Ausdruck hängt von AAg/Al,Zelle ab. Je nach Anzahl und Design der rückseitigen Lötstrukturen kann dieser unterschiedlich sein. So weisen beispielsweise drei 118

5 Photovoltaikmodule aus PERC-Solarzellen durchgehende Busbars auf der Solarzellenrückseite einer 156x156 mm2 großen Solarzelle eine Überlappfläche AAg/Al,Zelle = 462 mm2 auf, 36 einzelne ovale Lötpads jedoch nur eine Überlappfläche AAg/Al,Zelle = 93 mm2.

2

Serienwiderstand RS,Ag/Al (cm )

Abbildung 49 zeigt den nach Gleichung (45) berechneten Serienwiderstandsbeitrag RS,Ag/Al in Abhängigkeit der Lötpadpasten A bis E für eine 243 cm2 große Solarzelle. Es sind die Serienwiderstandsbeiträge RS,Ag/Al für zwei verschiedene Lötstrukturen gezeigt. Zum einem für eine Busbar-Struktur mit AAg/Al,Zelle = 0.77 cm2 und ASym = 40.56 cm2. Zum anderen für eine ovale Pad-Struktur mit AAg/Al,Zelle = 0.034 cm2 und ASym = 6.75 cm2, wie sie für die im Rahmen dieser Arbeit hergestellten Solarzellen verwendet wurde. Die untersuchten Pasten unterscheiden sich gemäß den in Abbildung 48 gezeigten Übergangswiderständen für ρAg/Al auch deutlich in RS,Ag/Al. Der größere Unterschied resultiert jedoch aus dem gewählten Lötstrukturdesign.

0.03

0.02 ovale Pads BBs

0.01

0.00

A

B

C

D

E

Lötpadpaste Abbildung 49: Serienwiderstandsbeitrag RS,Ag/Al des spezifischen Übergangswiderstand ρAg/Al der verschiedenen Ag-haltigen Lötpadpasten, wie er nach Gleichung (45) für zwei verschiedene Lötstrukturen (Busbar und ovales Pad) berechnet wurde. Im Falle der Busbar-Struktur gilt AAg/Al,Zelle = 0.77 cm2 und ASym = 40.56 cm2, im Falle der Pad-Struktur gilt AAg/Al,Zelle = 0.034 cm2 und ASym = 6.75 cm2 .

119

5.2 Evaluation geeigneter Lötpadpasten Für die Busbarstruktur liegt RS,Ag/Al für sämtliche Pasten deutlich unterhalb von 0.01 Ωcm2 und ist daher für die Solarzelle nahezu bedeutungslos, da der Anteil am globalen Serienwiderstand der Solarzelle sehr gering ist. Eine Abschätzung nach dem 2-Diodenmodell liefert für einen um 0.01 Ωcm2 höheren Serienwiderstand einen um 0.055 % niedrigeren Füllfaktor. Im Falle der ovalen Pad-Struktur ist der Überlapp von Al- und Lötbereichen im Vergleich zu der Busbarstruktur deutlich geringer, jedoch ist auch die Fläche ASym des Symmetrieelements kleiner. Diese beiden Effekte kompensieren sich teilweise. Insgesamt beträgt RS,Ag/Al der Pad-Struktur knapp das Vierfache der Busbarstruktur. Für die Pasten A und D liegt RS,Ag/Al noch deutlich unterhalb von 0.01 Ωcm2, was gemäß der Abschätzung mit dem 2-Dioden-Modell einer Verringerung des FF um ~ 0.055% entspricht und somit nahezu bedeutungslos für die Solarzelle ist. Für die Pasten B, C und E liegt RS,Ag/Al im Bereich von ~ 0.02 bis 0.025 Ωcm2, was zu einer Verringerung des FF um ca. 0.11 bis 0.17 % führt. Damit stößt RS,Ag/Al langsam in eine Größenordnung vor, die für die Solarzelle nicht mehr vernachlässigbar ist. Jedoch lässt sich dieser Beitrag recht einfach durch eine größere Überlappfläche AAg/Al,Zelle von Al- und Lötbereichen reduzieren.

5.2.4 Haftung Abbildung 50 zeigt die Bereiche des SD-Testlayouts, in welchen die Haftungstests durchgeführt wurden. In Bereich 1 sind ovale Lötpads von der Al-Paste umgeben. In Bereich 2 und Bereich 3 ist ein Busbar aus Lötpadpaste gedruckt, welcher in Bereich 2 freistehend ist und in Bereich 3 von Al-Paste umgeben ist. In Bereich 4 sind freistehende Lötpads gedruckt. Auf den verschiedenen Strukturen wurden Zellverbinder aufgelötet. Anschließend wurden die Zellverbinder im rechten Winkel nach oben abgezogen und dabei die Abzugskraft (auch Schälkraft) in Abhängigkeit der Wegstrecke gemessen, woraus sich ein sogenanntes Kraft-Weg-Diagramm erstellen lässt. Abbildung 51 zeigt solche Kraft-Weg-Diagramme für die verschiedenen Lötpasten A bis E, wie sie an den freistehenden Lötpads (Bereiche 4 in Abbildung 50) gemessen wurden. Die freistehenden Lötpads zeigten die höchsten Abzugskräfte. Gemäß DIN EN 50461 wird für nicht verkapselte, kristalline Solarzellen eine Schälkraft größer 1 N/mm Lötbahnbreite empfohlen. Die hier verwendete Lötbahnbreite beträgt 2 mm, die geforderte Schälkraft beträgt somit 2 N. Die gestrichelte horizontale Linie in Abbildung 50 repräsentiert dieses Qualitätskriterium. Paste A und D in Abbildung 51 zeigen für einzelne Pads sehr hohe Abzugskräfte, die deutlich über den geforderten 2 N liegen. Die Pasten B, C und E verfehlen mit Schälkräften unterhalb 1 N dagegen deutlich das Qualitätskriterium und zeigen somit keine für eine Modulverschaltung ausreichende Haftung.

120

5 Photovoltaikmodule aus PERC-Solarzellen

Bereich 1: Ag-Pads + Al-Umgebung Ag-Paste

Al-Paste

Bereich 3: Ag-Busbar + Al-Umgebung

Bereich 2: Ag-Busbar ohne Al

Bereich 4: Pads ohne Al

Abbildung 50: Ausschnitt des Siebdruck-Test-Layout in dem Bereich der für die Haftungstests vorgesehenen Strukturen.

4.5 Paste A Paste B Paste C Paste D Paste E

4.0

Schälkraft (N)

3.5 3.0 2.5 2.0 1.5 1.0 0.5 0.0 0

20

40

60

80

100 120

Abzugslänge (mm) Abbildung 51: Kraft-Weg-Diagramm der Abzugskraft für die verschiedenen Pasten, gemessen an den freistehenden Lötpads (Bereich 4 in Abbildung 50). Die gestrichelte horizontale Linie zeigt die gemäß DIN EN 50461 geforderte Schälkraft.

121

5.2 Evaluation geeigneter Lötpadpasten Das Verhältnis der in den Bereichen 1 bis 3 gemessenen Schälkräfte für die verschiedenen Pasten ändert sich kaum, das Niveau liegt jedoch insgesamt niedriger. Die Ursache für den Einfluss der Struktur auf die Haftung ist noch nicht geklärt. Für sämtliche Strukturen wurden die gleichen Lötparameter verwendet, evtl. sollten diese bei weiteren Versuchen an die Strukturen angepasst werden. Außerdem liegen die Lötstrukturen in Bereich 1 deutlich enger beieinander als auf den hergestellten Solarzellen, wodurch der Lötprozesse evtl. beeinflusst wird. Die Haftung der Lötstruktur ist bei der Auswahl der Paste das am höchsten zu gewichtende Entscheidungskriterium. Somit kommen nur die Pasten A und D für die Verwendung auf TOPAS-Solarzellen in Frage. Die Haftung der Pasten A und D wurde auch an fertigen Solarzellen untersucht. Abbildung 52 zeigt Kraft-Weg-Diagramme der beiden Pasten wie sie an fertigen TOPAS-Solarzellen mit ovalen Lötpads gemessen wurden. Dabei wurde ein 1.5 mm breites Lötband verwendet, so dass nach DIN EN 50461 (1 N/mm Löbahnbreite) die für die Modulfertigung ausreichende Haftung bei 1.5 N anzusiedeln ist. Die gestrichelte horizontale Linie in Abbildung 50 repräsentiert dieses Qualitätskriterium, welches von beiden Pasten für einzelne Pads erfüllt wird.

3.0

Paste A Paste D

Schälkraft (N)

2.5 2.0 1.5 1.0 0.5 0.0 0

20 40 60 80 100 120 140 160

Abzugslänge (mm) Abbildung 52: Kraft-Weg-Diagramme wie sie an TOPAS-Solarzellen mit ovalen Lötpads, gedruckt mit den Pasten A und D, und mit aufgelötetem 1.5 mm breiten Zellverbinder gemessen wurden. Die gestrichelte horizontale Linie zeigt die gemäß DIN EN 50461 geforderte Schälkraft.

122

5 Photovoltaikmodule aus PERC-Solarzellen

5.2.5 Fazit Die Ergebnisse der Lötpadpastenevaluation bzgl. der Schädigung der Passivierung durch die Pasten, dem spezifischen Übergangswiderstand zwischen Lötpadpaste und Al-Paste sowie der Haftung der Lötpadpasten legen eine Verwendung der Pasten A und D für die Verschaltung von PERC-Solarzellen nahe. Für die im Rahmen dieser Arbeit hergestellten Solarzellen wurden eben diese Pasten (Paste A in Kapitel 3 und Paste D in Kapitel 4) verwendet.

5.3 Herstellung und Test eines Mustermoduls In diesem Kapitel wird ein Testmodul untersucht, welches aus im Rahmen dieser Arbeit gefertigten TOPAS-Solarzellen hergestellt worden ist. Es werden die Ergebnisse der Leistungsmessung des Moduls nach Fertigung gezeigt und mit den Ergebnissen der Leistungsmessung nach 102 Temperaturzyklen, welche Belastungen des Moduls unter extremen Witterungsbedingungen simulieren, verglichen. Aus neun der bereits aus Kapitel 4 bekannten, aus CM1-Si gefertigten TOPASSolarzellen wurde ein Testmodul hergestellt, welches in Abbildung 53 zu sehen ist. Rechts in Abbildung 53 ist eine Elektrolumineszenz-Aufnahme (EL) des fertigen Moduls gezeigt. Die aus Abbildung 23 bekannten Kristallversetzungen des CM1-SiMaterials sind auch hier deutlich zu sehen. Der mittlere Wirkungsgrad der in dem Modul verbauten Solarzellen beträgt 19.1 % (Bor-Sauerstoff-Komplex-Rekombination deaktiviert).

Abbildung 53: Photographie des aus neun TOPAS-Solarzellen hergestellten PV-Modul (links) sowie einen Elektrolumineszenzaufnahme des PV-Moduls (rechts) in welcher die Kristallversetzungen des für die Solarzellen verwendeten cast-mono-Si-Materials deutlich zu erkennen sind.

123

5.3 Herstellung und Test eines Mustermoduls

Tabelle 20: Aus Leistungsmessungen des PV-Moduls erhaltene Kenngrößen Kurzschlussstrom ISC, Leerlaufspannung Voc, FF, die am Punkt maximaler Leistung bestimmten Größen Strom Impp, Spannung Vmpp, Leistung Pmpp und der Wirkungsgrad des Symmetrieelements ηSym. Es sind die Ergebnisse einer Leistungsmessung nach Herstellung des Moduls sowie nach 102 Temperaturzyklen gezeigt. Die absoluten Verluste Δabs,TZ und die relativen Verluste Δrel,TZ der verschiedenen Kenngrößen durch den Temperaturzyklen-Test sind ebenfalls dargestellt. Der mittlere Wirkungsgrad der in dem Modul verbauten Solarzellen beträgt 19.1 % (Bor-Sauerstoff-Komplex-Rekombination deaktiviert). FF (Ωcm²)

ηSym

(V)

P (W)

8.63

4.58

39.54

74.1

17.5

5.77

8.53

4.45

37.97

71.7

16.8

-0.05

-0.01

-0.1

-0.13

-1.57

-2.4

-0.7

-0.54

-0.17

-1.20

-2.84

-3.98

-3.29

-4.12

ISC

Voc

Impp

Vmpp

(A)

(V)

(A)

Nach Herstellung

9.23

5.78

Nach 102 TemperaturZyklen

9.18

Δabs,TZ Δrel,TZ

(%)

Tabelle 20 zeigt die Ergebnisse der Leistungsmessung des PV-Moduls nach Herstellung des Moduls. Das PV-Modul liefert eine Leistung von 39.54 W und besitzt einen Wirkungsgrad ηSym von 17.5 %. Der Wirkungsgrad bezieht sich dabei auf das Symmetrieelement des Moduls, d.h. der Rand des Moduls welcher üblicherweise von dem für die Installation benötigten Modulrahmen abgeschirmt wird, wird nicht berücksichtigt. Auf den Randbereich fallendes Licht wird bei der Messung durch eine Maske aus schwarzem Karton absorbiert (siehe Abbildung 53 links), so dass in diesem Bereich Reflexion an der Modulrückseite ausgeschlossen werden kann. Anschließend wurde an dem Modul ein Temperaturzyklen-Test (TZ-Test) mit 102 Zyklen durchgeführt. Während eines Temperaturzyklus wird das Modul Temperaturen zwischen -40°C und 85°C ausgesetzt. Die Extremtemperaturen werden für 10 Minuten gehalten, ein gesamter Zyklus dauert in etwa 3 Stunden. Die Temperaturrampe beträgt 100°C pro Stunde. Nach 102 durchlaufenen Temperaturzyklen wurde das Modul erneut gemessen. Tabelle 20 zeigt die Ergebnisse der Leistungsmessung nach dem TZ-Test sowie den absoluten Verlust Δabs,TZ und den relativen Δrel,TZ der einzelnen Kenngrößen aufgrund des TZ-Tests. Nach dem TZ-Test liefert das Modul eine Leistung von 37.97 W, was einen Leistungsverlust von ~ 4 % bedeutet und einem ηSym von 16.8 % entspricht. Die höchsten Verluste durch den TZTest sind im FF zu finden, welcher um 2.4 %abs bzw. 3.3 %rel auf nur noch 71.7 % zurückgeht.

124

5 Photovoltaikmodule aus PERC-Solarzellen Ein Prüfkriterium für PV-Module ist u.a. ein maximaler Leistungsverlust von 5 % durch den TZ-Test, wobei 200 Temperatur-Zyklen verlangt werden. Dieser Wert wird von dem hergestellten Modul mit einem Leistungsrückgang von knapp 4 % noch unterschritten, es wurden allerdings nur 102 Zyklen durchgeführt. Es wurde somit erfolgreich ein PV-Modul aus TOPAS-Solarzellen hergestellt und die prinzipielle Tauglichkeit von TOPAS-Solarzellen für PV-Module demonstriert, auch wenn diesbezüglich weitere Tests und Optimierungen nötig sind.

5.4 Zusammenfassung Im ersten Teil dieses Kapitels wurden fünf verschieden Ag-haltige SiebdruckLötpadpasten hinsichtlich ihrer Eignung für PERC-Solarzellen untersucht. Die betrachteten Kriterien waren die Schädigung der Passivierung durch die Lötpadpaste, der spezifische Übergangswiederstand von Al-Bereichen zu den Lötbereichen sowie die Haftung der Lötpads auf der passivierten Waferoberfläche. Dabei zeigten sich deutliche Unterschiede zwischen den verschiedenen Pasten. Sämtliche untersuchten Pasten reduzieren die Qualität der Oberflächenpassivierung stark. Die Reduzierung der effektiven Lebensdauer durch die Lötpadpaste beträgt je nach Paste zwischen 80 % und 95 %. Der Beitrag des spezifischen Übergangswiderstands von AlBereichen zu Lötbereichen zum Serienwiderstand der Solarzelle hängt stark von der verwendeten Lötpadpaste und dem gewählten Lötstrukturdesign ab. Für das in dieser Arbeit verwendete Design aus ovalen Lötpads liegt der Serienwiderstandsbeitrag je nach Paste zwischen 0.006 Ωcm2 und 0.026 Ωcm2. Die größten Unterschiede zwischen den verschiedenen Pasten liegen in ihrer Haftung auf der passivierten Waferoberfläche. Lediglich für zwei der untersuchten Pasten konnten für die PVModulfertigung ausreichende Schälkräfte von mehr als 1 N/mm Lötbahnbreite gemessen werden. Anhand der gewählten Prüfkriterien konnten zwei aussichtsreiche Lötpadpasten für die Fertigung von PV-Modulen aus PERC-Solarzellen identifiziert werden. Im zweiten Teil dieses Kapitels wurde ein PV-Modul aus neun TOPAS-Solarzellen mit einem Wirkungsgrad von 17.5 % und einer Modulleistung von knapp 40 Watt präsentiert. Die Leistungseinbuße des Moduls durch 102 Temperaturzyklen beträgt knapp 4 %. Somit wurde die prinzipielle Eignung der in dieser Arbeit hergestellten TOPAS-Solarzellen für PV-Module demonstriert.

125

6 Zusammenfassung der Arbeit Die thematischen Inhalte dieser Arbeit reichten von verschiedenen Eigenschaften des für die Solarzellenfertigung verwendeten Si-Materials über den Herstellungsprozess von PERC-Solarzellen unter industriellen Rahmenbedingungen bis hin zu der Modulintegration der hergestellten Solarzellen. Anhand von Simulationen und analytischen Berechnungen wurde ein tiefergehendes Verständnis der verschiedenen untersuchten Einflüsse auf den Solarzellenwirkungsgrad geschaffen.

In Kapitel 3 wurde die Bedeutung der Oberflächenrauheit der Solarzellenrückseite, resultierend aus unterschiedlichen Si-Abträgen während des nasschemischen Einseitenpoliturätzprozesses, für mit thermischen SiO2- Schichten passivierte PERCSolarzellen untersucht. Dabei zeigte sich ein enormer Unterschied im Solarzellenwirkungsgrad zwischen texturierten und nahezu glatten Oberflächen von 1 %abs im Falle einer Rückseitenmetallisierung mit PVD-Aluminium und gut 2 %abs im Falle einer siebgedruckten Rückseitenmetallisierung. Dies ist in beiden Fällen auf unterschiedliche Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeiten der Solarzellenrückseiten zurückzuführen. Anhand von Untersuchungen an Lebensdauerteststrukturen mit ähnlichen Oberflächen wurde der Einfluss der Rückseitenrauigkeit auf die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit untersucht und mit Modellrechnungen verglichen. Neben bereits aus der Literatur bekannten Effekten, wie unterschiedlichen effektiven Oberflächen [56], induzierten Defekten in SiO2 und Si [58, 59] sowie aufgrund der Kristallorientierung unterschiedlichen Grenzflächenzustandsdichten [10], wurden weitere Aspekte über den Einfluss der Oberflächenbeschaffenheit thermisch oxidierter Si-Oberflächen auf die Oberflächenrekombination identifiziert: Leckströme durch die von ortsfesten positiven Ladungen der SiO2/Si-Grenzfläche induzierte oberflächennahe Raumladungszone (ORLZ), welche durch einen Parallelwiderstand Rp,ORLZ beschrieben werden, erhöhen die Oberflächenrekombination. Die ORLZ wird durch eine Diode mit Idealitätsfaktor 2 beschrieben. Die Sättigungsstromdichte J02,ORLZ dieser Diode trägt ebenfalls zur Oberflächenrekombination bei. Für texturierte Oberflächen ist J02,ORLZ um eine Größenordnung höher als für plane Oberflächen und auch Rp,ORLZ beträgt für texturierte Oberflächen nur knapp ein Fünftel des für plane 127

6 Zusammenfassung der Arbeit Oberflächen ermittelten Werts. Dies führt dazu, dass mit thermischem SiO2 passivierte Si-Oberflächen in besonderem Maße auf eine Restrauigkeit der Oberfläche reagieren. Weiterhin wurden die optischen Eigenschaften der unterschiedlich rauen Rückseiten eingehend untersucht. Dabei wurden verschiedene Simulationen und Modelle verwendet, welche teilweise unterschiedliche Ergebnisse liefern. Übereinstimmend konnte jedoch gezeigt werden, dass für die Kurzschlussstromdichte einer Solarzelle vor allem die substantielle Verbesserung der Oberflächenpassivierung für glattere Oberflächen entscheidend ist und die optischen Effekte der verschieden rauen Zellrückseiten von untergeordneter Bedeutung sind (Größenordnung 0.2 mA/cm2).

In Kapitel 4 wurde der Einfluss verschiedener Si-Materialeigenschaften auf SiO2passivierte und rückseitig mit Laser gefeuerten Kontakten versehene Solarzellen untersucht. Dazu wurden Solarzellen aus verschieden Si-Substraten gefertigt. Bei den untersuchten Materialen handelte es sich unter anderem um cast-mono-Si Wafer von verschiedenen Herstellern sowie verschiedene Cz-Si-Materialien (Gallium dotiertes, magnetisch gezogenes, Bor dotiertes sowie konventionelles Cz-Si). Es wurden Wirkungsgrade von bis zu 19.9 % erreicht. Insbesondere die auf hochwertigem castmono-Si erreichten Wirkungsgrade von bis zu 19.8 % sind bemerkenswert. Weiterhin wurde die Wirkung der durch Beleuchtung induzierten Degradation untersucht. Dabei zeigten die cast-mono-Si-Materialien trotz niedrigerem Basiswiderstand geringere oder gleiche Wirkungsgradverluste von -0.3 %abs bis -0.4 %abs wie das Bor dotierte Cz-Si-Referenzmaterial mit -0.4 %abs, was auf eine durch den Herstellungsprozess bedingte geringere Sauerstoffkonzentration hindeutet. Die untersuchten Materialien unterscheiden sich weiterhin durch ihren jeweiligen spezifischen Basiswiderstand ρb. An Teststrukturen wurde erstmals die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Smet siebgedruckter, lokal laserlegierter Kontakte in Abhängigkeit der Basisdotierung NA parametrisiert. Dadurch wurde eine analytische Berechnung der verschiedenen Solarzellenkenngrößen in Abhängigkeit des Basiswiderstands ρb mit der Simulationssoftware Pitchmaster möglich. Durch analytische Berechnungen konnten die Kenngrößen der hergestellten Solarzellen sehr gut wiedergegeben werden. Der Einfluss des Basiswiderstands auf die verschiedenen Kenngrößen der Solarzellen wurde anhand dieser analytischen Berechnungen erörtert. Dabei wurde bestätigt, dass für PERC-Solarzellen niedrige Basiswiderstände vorteilhaft sind und zu deutlich höheren Wirkungsgraden führen. Weiterhin wurde gezeigt, dass der Wirkungsgrad der untersuchten Solarzellen nicht durch die Materialqualität limitiert ist, sondern durch die Oberflächenrekombination. Ausnahmen hiervon stellen zwei der untersuchten cast-mono-Si-Materialen dar, die eine mittlere bzw. sehr hohe Anzahl an Kristallversetzungen aufweisen. Für das castmono-Si-Material mit einer mittleren Anzahl an Kristallversetzungen konnte die 128

6 Zusammenfassung der Arbeit Shockley-Read-Hall-Lebensdauer anhand analytischer Berechnungen bestimmt werden und stimmte sehr gut mit der an Teststrukturen experimentell ermittelten SRH-Lebensdauer überein. Weiterführende Berechnungen zeigten, dass für eine effektive weitere Wirkungsgradsteigerung durch Verringerung der Sättigungsstromdichte J01 der Basiswiderstand berücksichtigt werden muss. Für hohe Basiswiderstände ist es effektiver die Basissättigungsstromdichte, beispielsweise durch eine Verringerung der Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit Smet am Rückseitenkontakt, zu reduzieren. Für niedrige Basiswiderstände ist dagegen eine Verringerung der Emittersättigungsstromdichte sinnvoller. Anhand von Simulationen wurde weiterhin verdeutlicht, dass für Materialien mit mittlerer Materialqualität (mc-Si, cast-mono-Si) durch eine Verringerung des Basiswiderstands eine Steigerung des Wirkungsgrads erreicht werden kann und der Basiswiderstand daher gerade für solche Materialien von enormer Bedeutung ist. Es wurde auch gezeigt, dass Materialien mit einer mittleren Volumen-Lebensdauer (~ 100 -200 µs) bei gleichzeitiger geringer interstitieller Sauerstoffkonzentration (Oi = 3·1017 cm-3) und geringem Basiswiderstand nach Aktivierung der Bor-Sauerstoff-Komplex-Rekombination ähnliche Wirkungsgrade erreichen können wie qualitativ hochwertiges Cz-Si-Material (Oi = 5·1017 cm-3). Die Wirkung der Bor-Sauerstoff-Komplex-Rekombination auf den Solarzellenwirkungsgrad ist somit mindestens ebenso hoch einzustufen wie der der übrigen Störstellen-Rekombination. Dieses Ergebnis unterstreicht die Eignung von cast-mono-Si oder auch mc-Si für PERC-Solarzellen.

In Kapitel 5 wurden verschiedene Anforderungen an siebgedruckte Lötpadpasten für PERC-Solarzellen identifiziert und verschiedene kommerzielle Ag-haltige Pasten für den Druck der Kontaktflächen hinsichtlich dieser Kriterien in Bezug auf ihre Eignung für PERC-Solarzellen untersucht. Die betrachteten Kriterien waren die Schädigung der Passivierung durch die Lötpadpaste, der spezifische Übergangswiederstand von Aluminium- zu Lötbereichen sowie die Haftung der Kontaktflächen auf der passivierten Waferoberfläche. Es zeigten sich deutliche Unterschiede zwischen den untersuchten Pasten. Anhand der gewählten Prüfkriterien konnten zwei aussichtsreiche Lötpadpasten für die Fertigung von PV-Modulen aus PERC-Solarzellen identifiziert werden. Weiterhin wurde ein PV-Muster-Modul aus neun TOPASSolarzellen mit einem Wirkungsgrad von 17.5 % (Symmetrieelement) und einer Modulleistung von knapp 40 Watt hergestellt. Die Leistungseinbuße des Moduls nach 102 Temperaturzyklen beträgt knapp 4 %. Somit wurde die Eignung der in dieser Arbeit hergestellten TOPAS-Solarzellen für PV-Module demonstriert.

129

VII

A Boxplotdarstellung

A Boxplotdarstellung Die Boxplotdarstellung ist ein Diagramm zur Darstellung der Verteilung einer Messgröße. Abbildung 54 zeigt exemplarisch die Boxplotdarstellung. Aus der Darstellung lassen sich Maximum, Minimum, Median und Mittelwert ablesen. Innerhalb der Box liegen 50 % der Messwerte, weitere 25 % der Messwerte liegen unterhalb, 25 % oberhalb der Box. Insbesondere für geringe Gruppengrößen (wie dies in dieser Arbeit der Fall ist) ist der Median eine aussagekräftigere Größe als der Mittelwert. Der Mittelwert bei geringen Gruppengrößen wird durch einzelne Messwerte mit hoher Abweichung vom Rest der Gruppe stark beeinflusst wird.

Maximum 75 % Median 25 % Mittelwert

Minimum Abbildung 54: Die Boxplotdarstellung zeigt Maximal- und Minimalwert (Whisker), Median (Querstrich) und Mittelwert (Quadrat). Jeweils 25 % der Messwerte liegen unterhalb bzw. oberhalb der Box.

VIII

Abkürzungsverzeichnis

Abkürzungsverzeichnis Abkürzung

Bedeutung

Ag

Silber

Al

Aluminium

AlOX

Aluminium-Oxid

ARC

Antireflexschicht aus Siliciumnitrid

B

Bor

Cz

nach dem Czochralski-Verfahren gewonnenes monokristallines Silicium

CM-Si

Cast-Mono-Silicium

CM1

Cast-Mono-Si von Hersteller 1

CM2

Cast-Mono-Si von Hersteller 2

CM3

Cast-Mono-Si von Hersteller 3

EQE

externe Quanteneffizienz

FFO

Fast Firing Ofen

FGA

Formiergasatmosphäre

fsq

Full Square, vollständig qudratisch

FZ

nach dem Float-Zone-Verfahren gewonnenes monokristallines Silicium

Ga

Gallium

GaCz

Mit Gallium dotiertes, nach dem Czochralski-Verfahren IX

Abkürzungsverzeichnis

Abkürzung

Bedeutung gewonnenes monokristallines Silicium

HF

Fluorwasserstoff

HF-Dip

Tauchbad in Flusssäurelösung

IQE

interne Quanteneffizienz

LD

Lebensdauer

LFC

Laser Fired Contacts

LID

Licht induzierte Degradation

mCz

Magnetisch gezogenes, bordotiertes Cz-Si

MOS

Metal Oxide Semiconductor

MPP

Punkt maximaler Leistung, Arbeitspunkt der Solarzelle

ORG

Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit

ORLZ

Durch Ladungen in dielektrischen Schichten induzierte Oberflächenraumladungszone

PECVD

Plasma enhanced chemical vapour deposition

PERC

Passivated Emitter and Rear Cell

POCl3

Phosphoroxychlorid

PSG

Phosphorsilikatglas

PV

Photovoltaic

PVD

Physical Vapor Deposition

PV-TEC

Photovoltaik Technologie Evaluationscenter

psq

pseudo-square, Pseudo-quadratisch, entspricht Quadrat mit abgerundeten Ecken

QSSPC

quasi-steady-state photoconductance

X

Abkürzungsverzeichnis

Abkürzung

Bedeutung

QSSPL

quasi-steady-state photoluminescence

RLZ

Raumladungszone

RMS

Root Mean Square, wird im Zusammenhang mit der RMSOberflächenrauheit verwendet

RS

Rückseite der Solarzelle

SD

Siebdruck

Si

Silicium

SIMS

Sekundärionenmassenspektrometrie

SiNX

Siliciumnitrid abgeschieden mit PECVD

SiO2

Thermisch gewachsenes Siliciumoxid

SiOX

Silicoiumoxid abegeschieden mit PECVD

SC1-SC2

„standard clean“ 1 & 2, sehr verbreiteter Reinigungszyklus in der Halbleiterbranche

TZ

Temperaturzyklen

VS

Vorderseite der Solarzelle, entspricht der dem Licht zugekehrten Seite

XI

Symbolverzeichnis

Symbolverzeichnis Symbol

Einheit

Bedeutung

AAg/Al,Test

cm2

Überlappfläche der siebgedruckten Ag-haltigen Lötpadpaste und der Al-Paste des in Kapitel 5.2 vorgestellten SD-Test-Layouts

AAg/Al,Zelle

cm2

Gesamte Überlappfläche der siebgedruckten Ag-haltigen Lötpadpaste und der Al-Paste einer Solarzelle

Ac

cm2

Einheitsfläche pro Kontakt

ASym

cm2

Fläche des Symmetrieelements einer Lötstruktur

AZelle

cm²

Fläche einer Solarzelle

D

cm2·s-1

Diffusionskonstante

Dit

eV-1cm-2

Grenzflächenzustandsdichte

Dit,midgap

eV-1cm-2

Grenzflächenzustandsdichte mit Energieniveau in der Bandlückenmitte

dORLZ

cm-3

Tiefe der durch eine Bandverbiegung induzierten ORLZ

EAM1.5g

W·cm-2

Intensität des Sonnenspektrums nach

EC

eV

Energie der Unterkante des Leitungsbands

Eg

eV

Bandlücke von Silicium

Ei

eV

Intrinsische Fermienergie

Et

eV

Von Störstellen erzeugte Energieniveaus in der Bandlücke

EV

eV

Energie der Oberkante des Valenzbands

XII

Symbolverzeichnis

Symbol

Einheit

Bedeutung

EQE

%

wellenlängenabhängige externe Quanteneffizienz

FF

%

Füllfaktor

fA

%

Geometriefaktor: Oberflächenvergrößerung durch Texturierung mit Pyramiden

fProzess

%

Prozessverbesserungsfaktor: Beschreibt die Verbesserung von τBO aufgrund des Herstellungsprozess.

ISC

A

Strom einer Zelle unter Kurzschlussbedingungen

Impp

A

Strom am Punkt maximaler Leistung

IQE

%

wellenlängenabhängige interne Quanteneffizienz

I0c

fA

Dunkelsättigungsstrom eines lokalen Kontakts

I0c,Rn

fA

Widerstandsnormierte Dunkelsättigungsstromdichte eines lokalen Kontakts

J

mA·cm-2

Stromdichte

J0

mA·cm-2

Sättigungsstromdichte einer Diode

J01

mA·cm-2

Sättigungsstromdichte der Diode mit Idealitätsfaktor 1 im Zwei-Dioden-Modells

J02

mA·cm-2

Sättigungsstromdichte der Diode mit Idealitätsfaktor 2 im Zwei-Dioden-Modells

J02,ORLZ

mA·cm-2

Sättigungsstromdichte der Diode in der Oberflächenraumladungszone

J0b

mA·cm-2

Basisdunkelsättigungsstromdichte

J0e

mA·cm-2

Emittersättigungsstromdichte

Jmpp

mA·cm-2

Stromdichte am Punkt maximaler Leistung

Jph

mA·cm-2

Photostromdichte, Stromdichte aufgrund von Photogeneration XIII

Symbolverzeichnis

Symbol

Einheit

Bedeutung

Jph,PC1D

mA·cm-2

Stromdichte aufgrund von Photogeneration, berechnet mit PC1D

Jph,tm

mA·cm-2

Stromdichte aufgrund von Photogeneration, berechnet mit dem „tilted mirror“-Modell

JSC

mA·cm-2

Kurzschlussstromdichte

JSC,PC1D

mA·cm-2

Kurzschlussstromdichte bestimmt mit PC1D

JSC,ohne Abschattung

mA·cm-2

Um Abschattungsverluste korrigierte Kurzschlussstromdichte

kB

eV·K

Boltzmannkonstante

Leff

µm

Effektive Diffusionslänge

Leff,nLID

µm

Effektive Diffusionslänge, gemessen nach LID

Lp

µm

Abstand der lokalen Kontakte

M

%

Metallisierungsanteil der Zellvorderseite

NA

cm-3

Akzeptorkonzentration

NA,BSF

cm-3

Akzeptorkonzentration des lokalen BSF der lokalen Kontakte

NC

cm-3

effektive Zustandsdichte im Leitungsband

ND

cm-3

Donatorkonzentration

NV

cm-3

effektive Zustandsdichte im Valenzband

N

cm-3

Elektronenkonzentration

ni

cm-3

intrinsische Elektronenkonzentration

n0

cm-3

Elektronenkonzentration im thermischen Gleichgewicht

n1

cm-3

defektabhängige Funktion für Elektronen

XIV

Symbolverzeichnis

Symbol

Einheit

Bedeutung

n1

Idealitätsfaktor der ersten Diode im Zwei-Dioden-Modell

n2

Idealitätsfaktor der zweiten Diode im Zwei-Dioden-Modell

nd,ORLZ

cm-3

Elektronenkonzentration am Rand der durch eine Bandverbiegung induzierten ORLZ der Tiefe dORLZ

nS

cm-3

Elektronenkonzentration an der Oberfläche

Oi

cm-3

Interstitielle Sauerstoffkonzentration

Pmpp

W

Leistung am Punkt maximaler Leistung

p

cm-3

Löcherkonzentration

p0

cm-3

Löcherkonzentration im thermischen Gleichgewicht

p1

cm-3

defektabhängige Funktion für Löchern

pd,ORLZ

cm-3

Löcherkonzentration am Rand der durch eine Bandverbiegung induzierten ORLZ der Tiefe dORLZ

pS

cm-3

Löcherkonzentration an der Oberfläche

pFF

%

Pseudo-Füllfaktor

q

C

Elementarladung

Qf

cm-2

Ortsfeste Ladungsdichte

Qg

cm-2

durch eine Gate-Elektrode verursachte Ladungsdichte

Qit

cm-2

Ladungsdichte an den Grenzflächenzuständen

QSi

cm-2

im Silicium induzierte Ladungsdichte

RAg

Ω

elektrischer Widerstand der Ag-haltigen Lötpadpaste

RAl

Ω

elektrischer Widerstand der Al-Paste

Rp

Ω

Parallelwiderstand XV

Symbolverzeichnis

Symbol

Einheit

Bedeutung

Rp,ORLZ

Ω

Parallelwiderstand der Oberflächenraumladungszone

Rq

µm

Quadratische Rauheit

RSi

%

Reflexion der Solarzellenvorderseite

rrek

µm

Rekombinationsradius

rres

µm

Widerstandsradius

RS

Ωcm2

Serienwiderstand einer Solarzelle

RS,Ag/Al

Ωcm2

Serienwiderstandsbeitrag des Übergangswiderstand von Al-Paste zu Ag-haltiger Lötpadpaste

RS,b

Ωcm2

Serienwiderstandsbeitrag der Solarzellenbasis

RS,KG

Ωcm2

Serienwiderstandsbeitrag aus Kontaktfingern und Sammelbussen

RS,RS

Ωcm2

Serienwiderstand der Solarzellenrückseite und –Basis

RSpread

Ωcm

Spreading Resistance

RS,VS

Ωcm2

Eingabeparameterer in die Simulationssoftware Pitchmaster

Rsheet

Ω/sq

Schichtwiderstand

S

cm·s-1

Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit

S1

cm·s-1

Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit der ersten Waferseite

S2

cm·s-1

Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit der zweiten Waferseite

Seff

cm·s-1

Effektive Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit

XVI

Symbolverzeichnis

Symbol

Einheit

Bedeutung

Smet

cm·s-1

Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit im metallisierten Bereich

Spass

cm·s-1

Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit im passivierten Bereich

Sst

cm·s-1

Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit nach dem Girisch-Modell

Sσg

cm·s-1

Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit nach dem Glunz-Modell

T

K

Temperatur

US

cm-2s-1

Rekombinationsrate an der Oberfläche

V

mV

Spannung der Solarzelle

Vgate

mV

Gate-Spannung

Vmpp

mV

Spannung am Punkt maximaler Leistung

Voc

mV

Leerlaufspannung

Vth

mV

Temperaturspannung (berechnet aus kBT/q)

vth

cm/s

Thermische Geschwindigkeit

W

µm

Solarzellendicke Anzahl der Durchgänge von Licht mit einer Wellenlänge von 1200 nm durch eine Solarzelle.

Z0

ΔJsc,Em

mA·cm-2

maximaler Kurzschlussstromverlust im Emitter, aus der IQE berechnet

Δn

cm-3

Injektionsdichte an Überschussladungsträgern

α

cm-1

Absorptionskoeffizient

α0

Erster Eigenwert

XVII

Symbolverzeichnis

Symbol

Einheit

Bedeutung

λ

nm

Wellenlänge

µ

cm2·V-1·s-1 Mobilität von Ladungsträgern

µn

cm2·V-1·s-1 Mobilität der Elektronen

µp

cm2·V-1·s-1 Mobilität der Löcher

η

%

Wirkungsgrad

ηSym

%

Wirkungsgrad des Symmetrieelements eines PV-Moduls

θ

°

Brechungswinkel

ρ

Ωcm

spezifischer Widerstand

ρAg/Al

mΩcm²

Spezifischer Übergangswiderstand von Ag-haltiger Lötpadpaste zu Al-Paste

ρb

Ωcm

spezifischer Widerstand der Basis

ρback

%

Interne Rückseitenreflexion

ρfront

%

Interne Vorderseitenreflexion

σb

Ω-1cm-1

Leitfähigkeit der Solarzellenbasis

σg

mV

Breite der Gauß-Verteilung des Oberflächenpotentials

σn

cm2

Einfangquerschnitt Elektronen

σp

cm2

Einfangquerschnitt Löcher

τ

µs

Minoritätsladungsträgerlebensdauer

τbulk

µs

Lebensdauer der Überschussminoritätsladungsträger im Si-Volumen

τBO

µs

Durch Bor-Sauerstoff-Komplex Rekombination limitierte Lebensdauer

τeff

µs

effektive Lebensdauer der Überschussminoritätsladungsträger XVIII

Symbolverzeichnis

Symbol

Einheit

Bedeutung

τintr

µs

Intrinsische, durch Auger-Rekombination bedingte Lebensdauer der Überschussminoritätsladungsträger in Si

τSRH

µs

Lebensdauer der Überschussminoritätsladungsträger aus der Störstellenrekombination (Shockley Read Hall)

τsurf

µs

Oberflächenlebensdauer, durch Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit limitierte Lebensdauer

ψS

V

elektrostatisches Oberflächenpotential

ψS,0

V

elektrostatisches Oberflächenpotential, berechnet nach dem Standardmodell von Girisch

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XXX

Liste eigener Veröffentlichungen

Liste eigener Veröffentlichungen Publikationen in rezensierten Zeitschriften mit direktem Bezug zu dieser Arbeit: C. Schwab, A. Wolf, M. Graf, N. Wöhrle, S. Kühnhold, J. Greulich, G. Kästner, D. Biro, and R. Preu, "Recombination and optical properties of wet chemically polished thermal oxide passivated Si surfaces", IEEE Journal of Photovoltaics, vol. 3, pp. 613620, 2013. (DOI 10.1109/JPHOTOV.2012.2230686) C. Schwab, J. Haunschild, M. Graf, C. Wufka, A. Wolf, D. Biro, and R. Preu, "Evaluation of Cast Mono Silicon Material for Thermal Oxide Passivated Solar Cells", Energy Procedia, vol. 38, pp. 611-617, 2013. (DOI 10.1016/j.egypro.2013.07.324) C. Schwab, A. Wolf, M. Graf, J. Nekarda, G. Kästner, M. Zimmer, S. Kühnhold, M. Hofmann, D. Biro, and R. Preu, "Passivation of inline wet chemically polished surfaces for industrial PERC devices", Energy Procedia, vol. 27, pp. 573-579, 2012. (DOI 10.1016/j.egypro.2012.07.112) N. Wöhrle, J. Greulich, C. Schwab, M. Glatthaar, and S. Rein, "A predictive optical simulation model for the rear-surface roughness of passivated silicon solar cells", IEEE Journal of Photovoltaics, vol. 3, pp. 175-182, 2013. (DOI 10.1109/JPHOTOV.2012.2215013)

Weitere Publikationen in rezensierten Zeitschriften: C. Schwab, M. Hofmann, R. Heller, J. Seiffe, J. Rentsch, and R. Preu, “Effects of hightemperature treatment on the hydrogen distribution in silicon oxynitride/silicon nitride stacks for crystalline silicon surface passivation”, Physica Status Solidi (a), vol. 210, pp 2399–2403, 2013. (DOI: 10.1002/pssa.201329308) P. Saint-Cast, J. Haunschild, C. Schwab, E. Billot, M. Hofmann, J. Rentsch, and R. Preu, "Metal pinning through rear passivation layers: characterization and effects on solar cells", Energy Procedia, vol. 8, pp. 324-330, 2011. (DOI 10.1016/j.egypro.2011.06.144)

XXXI

Liste eigener Veröffentlichungen Beiträge zu internationalen Konferenzen C. Schwab, J. Haunschild, M. Graf, C. Wufka, A. Wolf, D. Biro, and R. Preu, "Evaluation of Cast Mono Silicon Material for Thermal Oxide Passivated Solar Cells", 3rd SiliconPV Conference, Hameln, Germany, 2013. C. Schwab, A. Wolf, M. Graf, J. Nekarda, G. Kästner, M. Zimmer, S. Kühnhold, M. Hofmann, D. Biro, and R. Preu, "Passivation of inline wet chemically polished surfaces for industrial PERC devices", 2nd SiliconPV Conference, Leuven, Belgium, 2012. C. Schwab, B. Thaidigsmann, M. Linse, A. Wolf, F. Clement, A. Prince, R. Young, P. Weigand, “Screen Printed Al-Pastes for LFC Solar Cells”, Presentation at the 3rdMetallization workshop, Charleroi, Belgium, 2011. C. Schwab, B. Thaidigsmann, S. Nold, M. Linse, F. Lottspeich, A. Prince, R. Young, G. Fuge, P. Weigand, A. Wolf, F. Clement, D. Biro, and R. Preu, "Screen printing aluminium pastes for thin silicon solar cells with passivated rear surface and LFC contacts”, 26th European Photovoltaic Solar Energy Conference, Hamburg, Germany, 2011. C. Schwab, M. Hofmann, J. Rentsch, and R. Preu, "Front surface passivation for industrial-type solar cells by silicon oxynitride - silicon nitride stacks," 25th European Photovoltaic Solar Energy Conference, Valencia, Spain, 2010.

XXXII

Danksagung

Danksagung An dieser Stelle ein herzliches Dankeschön an all jene, die durch ihre direkte und indirekte Unterstützung zum Gelingen dieser Arbeit beigetragen haben. Herrn Prof. Weber danke ich für die Annahme und Betreuung der Promotion sowie die stets motivierenden Worte bei unseren Treffen. Herrn Prof. Reinecke danke ich für die Übernahme des Zweitgutachtens. Andreas Wolf gebührt großer Dank für die ausgezeichnete Betreuung während dieser Arbeit, für die Weitergabe seines Wissens über Solarzellen, für viele kritische Rückfragen, die die Qualität dieser Arbeit verbesserten, für das gründliche Korrekturlesen meiner Veröffentlichungen, für wertvollen Input zu zahlreichen Präsentationen und das entgegengebrachte Vertrauen bei der Projektarbeit. Danke Andi! Bei Ralf Preu bedanke ich mich für die freundliche Aufnahme in den Bereich „PV Produktionstechnologie und Qualitätssicherung“, seine Unterstützung während meiner Zeit am Fraunhofer ISE und die gute Zusammenarbeit im GRIPS-Projekt. Sebastian Mack und Uli Jäger haben die Grundlagen für den TOPAS-Prozess gelegt, auf denen ich sehr gut aufbauen konnte. Vielen Dank dafür. Auch Eure zahlreichen Tipps bzgl. der Herstellung der TOPAS-Solarzellen im PVTEC waren gerade am Anfang meiner Arbeit sehr hilfreich. Christoph Wufka, Sabrina Werner, Edgar Wotke und Michael Linse danke ich für die Unterstützung bei der Betreuung diverser Solarzellenchargen, die angenehme Büroatmosphäre und die ein oder andere CADZeichnung. Dem PVTEC-Team danke ich für die Unterstützung bei meinen Experimenten und die angenehme Arbeitsatmosphäre. Allen Kollegen bei Volleyball und Fußball danke ich für den körperlichen Ausgleich zur Schreibtischtätigkeit. Für das Korrekturlesen der Arbeit danke ich Andreas Wolf, Philip Rothhardt und Martin Schwab. Für den „IV-Graph“ bedanke ich mich bei Benjamin Thaidigsmann – Benni ohne diesen adligen Helfer wäre ich bei meinen vielen Präsentationen verzweifelt! Martin Graf danke ich für die Überlassung einiger Smet-Teststrukturen. Meinen Mit-Doktoranden im GRIPS-Projekt - Martin Graf und Ricky Lottspeich danke ich für zahlreiche LFCs und die gute Zusammenarbeit während des GRIPSXXXIII

Danksagung Projekts. Getreu dem Motto „geteiltes Leid ist halbes Leid“ lies sich so die oft sehr hohe Arbeitsbelastung vor den Projekt-Treffen aushalten. Meinen Diplomanden, Praktikanten und HiWis Lukas Ogrodowski, Annelie Schiller, Stefan Maier, Timo Bressmer, Mathias Boesl und Clemens Wulf danke ich für ihre Unterstützung und die Übernahme zahlreicher (manchmal lästiger ) Aufgaben. Bei Benjamin Thaidigsmann, Philip Rothhardt, Maximilian Pospischil und Saskia Kühnhold will ich mich für die vielen fachlichen und besonders für die nicht fachlichen Gesprächsrunden, zahlreiche Mittag- und Abendessen, Kicker-Pausen, das Baby-Sitten, gemeinsamen Unternehmungen, und und und … bedanken. Kurz und gut: Danke für die Ablenkung von der Arbeit und eure Freundschaft! Meinen Eltern, meiner Schwester und meinen Schwiegereltern danke ich für den steten Rückhalt und die immer vorhandene Unterstützung, ihre Hilfsbereitschaft und das kurzfristige Babysitten (ohne Euch wärs ganz schön stressig gewesen ). Und nicht zuletzt für zwei weitere Zuhause! Meiner Steffi danke ich für ihre Liebe und ihre Unterstützung, für die Mischung aus Ablenkung und antreibenden Worten, und für die Organisation des Alltags und den „freien Rücken“ in der Endphase dieser Arbeit. Zuletzt danke ich meiner Tochter Lena, die mit ihren allabendlichen freudigen Begrüßungen und ihrem Lachen bereits an der Wohnungstür jeglichen evtl. im Laufe des Tages angehäuften Frust in sekundenschnelle zerstreut hat. Ohne Geld geht nix! Ein Großteil der in dieser Arbeit vorgestellten Ergebnisse entstand im Rahmen des GRIPS-Projekts. Für die Finanzierung dieses Projekts danke ich dem Bundesministerium für Umwelt, Naturschutz und Reaktorsicherheit sowie den Projektpartnern aus Industrie und Wirtschaft.

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Eidesstattliche Erklärung

Eidesstattliche Erklärung

Ich erkläre, dass ich die vorliegende Arbeit ohne unzulässige Hilfe Dritter und ohne Benutzung anderer als der angegebenen Hilfsmittel angefertigt habe. Die aus anderen Quellen direkt oder indirekt übernommenen Daten und Konzepte sind unter Angabe der Quelle gekennzeichnet. Insbesondere habe ich hierfür nicht die entgeltliche Hilfe von Vermittlungs- oder Beratungsdiensten (Promotionsberaterinnen oder Promotionsberater oder anderer Personen) in Anspruch genommen. Niemand hat von mir unmittelbar oder mittelbar geldwerte Leistungen für Arbeiten erhalten, die im Zusammenhang mit dem Inhalt der vorgelegten Dissertation stehen. Die Arbeit wurde bisher weder im In- noch im Ausland in gleicher oder ähnlicher Form einer anderen Prüfungsbehörde vorgelegt.

Freiburg, 22. Januar 2014

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