Effect van de met niobium gedoteerde titaniumoxidedikte en thermische oxidelaag voor silicium Quantum Dot-zonnecellen als een doteringsblokkerende laag

Resultaten en discussie

Figuur 2a toont het HRTEM-beeld van Si-QDML/TiO_x :Nb/n ⁺⁺ -poly-Si structuur. Merk op dat voor dit monster geen HF-behandeling werd uitgevoerd vóór TiO_x :Nb afzetting. Er is een helderdere laag te zien tussen TiO_x :Nb en n ⁺⁺ -poly-Si, wat aangeeft dat de thermische oxidelaag werd gevormd tijdens de n ⁺⁺ -a-Si:H-proces. Figuur 2 b toont het vergrote transversale HRTEM-beeld van Si-QDML. De inzet in Fig. 2b toont het elektronendiffractiepatroon van Si-QDML. Er werd bevestigd dat de meerlaagse structuur met succes werd vervaardigd. De franjes, afkomstig van de Si-QDs kristallijne fase, werden alleen gevormd in de Si-rijke laag. Uit het diffractiepatroon werd de roosterconstante berekend op 5,40 Å, wat goed overeenkomt met de kristallijne Si-roosterconstante van 5,43 Å. De groottes van Si-QD's waren bijna gelijk aan de Si-rijke laagdikte (~ 5 nm), wat suggereert dat de groottecontrole met succes werd bereikt.

Dwarsdoorsnede HRTEM-beelden van a Si-QDML/TiO_x :Nb/thermisch oxide/n ⁺⁺ -poly-Si-structuur en b Si-QDML. De inzet in (b) is het elektronendiffractiepatroon

Afbeelding 3 toont het P-diepteprofiel van de Si-QDML/TiO_x :Nb/thermisch oxide/n ⁺⁺ -poly-Si-structuur die gebruik maakt van (a) 2 nm dik en (b) 10 nm dik TiO_x :Nb. De Si-QDML was 20 cycli van 10 nm dikke Si-rijke laag en 1 nm dikke barrièrelaag. De golfachtige periodieke intensiteiten in het Si-QDML-gebied worden veroorzaakt door het matrixeffect en vertegenwoordigen de meerlaagse structuur. Omdat de detectiegevoeligheid verandert vanwege de verschillende ionisatiesnelheid afhankelijk van de begraven matrix, worden golvingen van de intensiteit waargenomen voor de meerlaagse structuren [29]. De intensiteit van P-ionen tussen Si-QDML en n ⁺⁺ -poly-Si is niet afgenomen in 2-nm dikke TiO_x :Nb-monster, wat aangeeft dat de P-diffusie heeft plaatsgevonden. Integendeel, voor het monster dat gebruikmaakt van de 10 nm dikke TiO_x :Nb, de intensiteit van P-ionen in de Si-QDML werd met een orde van grootte onderdrukt vergeleken met die in n ⁺⁺ -poly-Si. De resultaten suggereren dat de dikkere TiO_x :Nb is effectief voor het blokkeren van de interdiffusie van P. Figuur 4 toont het diepteprofiel van P-intensiteit en P-concentratie op (a) de Si-QDML/n ⁺⁺ -poly-Si en Si-QDML/TiO_x :Nb/n ⁺⁺ -poly-Si-structuur die gebruik maakt van (b) 2 nm dik en (c) 10 nm dik TiO_x :Nb. In deze figuur was de Si-QDML 30 cycli van een 5-nm dikke Si-rijke laag en een 2-nm dikke barrièrelaag. We benadrukken dat HF-behandeling in deze monsters werd uitgevoerd vóór de TiO_x :Nb-afzetting, daarom werd het thermische oxide verwijderd. In (Fig. 4a) werd geen vermindering van de P-intensiteit in het Si-QDML-gebied waargenomen. De P-intensiteit in Si-QDML was hoger dan die in n ⁺⁺ -poly Si in (Fig. 4a). Een vergelijkbare tendens werd waargenomen in (figuur 3a). Het is mogelijk dat de defecten in Si-QDML als getterplaatsen voor P [30] hebben gewerkt. Daarentegen is de intensiteit van P in Si-QDML met 2 en 10 nm dikke TiO_x :Nb laag was 2 ordes van grootte minder dan die in n ⁺⁺ -poly-Si, zoals je ziet in Fig. 4 b en c. De 10 nm dikke TiO_x :Nb zonder de thermische oxidelaag blokkeerde de P-interdiffusie niet volledig. In (Fig. 4c) was de concentratie van diffuse P-atomen minder dan 3 × 10 ²⁰ cm ⁻³ en de diffusielengte was ongeveer 100 nm. Echter, zonder de TiO_x :Nb en thermische oxide tussenlaag (Fig. 4a), de concentratie van diffuse P-atomen was ongeveer 5 × 10 ²¹ cm ⁻³ en de diffusielengte was meer dan 150 nm, wat suggereert dat de 10 nm dikke TiO_x :Nb beïnvloedt het P-blokkerende effect, hoewel het niet voldoende was. Het P-intensiteitsprofiel van 10 nm dikke TiO_x :Nb monster was bijna identiek aan dat van de monsters met 2 nm dikke TiO_x :Nb, wat aangeeft dat de thermische oxidelaag op n ⁺⁺ -poly-Si draagt ​​ook bij aan de P-blokkering [31]. Aangezien de P-blokkering kan worden gerealiseerd door TiO_{x . in te voegen} :Nb laag tussen Si-QDML en n ⁺⁺ -poly-Si, we hebben geprobeerd de 10 nm dikke TiO_{x . toe te passen} :Nb aan onze zonnecelstructuur.

Diepteprofiel van fosforatomen in Si-QDML/TiO_x :Nb/thermisch oxide/n ⁺⁺ -poly-Si-structuur met behulp van a 2 nm dikke TiO_x :Nb en b 10 nm dikke TiO_x :Nb

Diepteprofiel van fosforatomen in a Si-QDML/n ⁺⁺ -poly-Si en Si-QDML/TiO_x :Nb/n ⁺⁺ -poly-Si-structuur met behulp van b 2 nm dikke TiO_x :Nb en c 10 nm dikke TiO_x :Nb

Afbeelding 5 toont de J -V kenmerken van de Si-QDML-zonnecellen (a) met en (b) zonder de thermische oxide-tussenlaag. De J _SC , V _OC , FF en conversie-efficiëntie zijn samengevat in tabel 1. We hebben het interdiffusieproces in onze zonnecel niet gebruikt. Daarom kunnen de effecten van de defecten die worden gevormd door de doteringsinterdiffusie, wat een van de problemen is voor de voormalige Si-QD-zonnecelstructuur, worden verwaarloosd. In (Fig. 5a) werd de S-vormige curve waargenomen in de voorwaartse bias-toestand in het monster met het thermische oxide. De J . daarentegen -V kromme van de zonnecel zonder het thermische oxide vertoonde rectificerende eigenschappen (zie in Fig. 5b). Gezien de resultaten suggereren we dat de door foto gegenereerde dragers werden geblokkeerd door de thermische oxidelaag, terwijl foto-gegenereerde dragers efficiënt werden verzameld door de thermische oxidelaag te verwijderen, wat resulteert in de S-vormige diodecurve. De J _SC werd drastisch verhoogd van 0,137 naar 1,89 mA/cm ² . Verder was de serieweerstand onder de belichting significant verlaagd van 11 kΩ∙cm ² tot 59 Ω∙cm ² na HF-behandeling. Aan de andere kant is de afname van V _OC werd waargenomen voor de zonnecel met de HF-behandeling, mogelijk als gevolg van de verbeterde P-diffusie zoals getoond in Fig. 3 en 4. In het geval van a-Si dunne-film zonnecellen, heeft de pn-overgang niet genoeg fotovoltaïsch effect, aangezien gedoteerde a-Si-lagen een hoge defectdichtheid hebben en foto-gegenereerde dragers onmiddellijk opnieuw werden gecombineerd op het pn-interface. Om een ​​dergelijke lekstroom als gevolg van recombinatie op het pn-interface te voorkomen, is daarom een ​​ongedoteerde a-Si-laag ingevoegd. Onze Si-QDML-zonnecel heeft ook een p-i-n-structuur. Onbedoeld, in het geval van zonder thermische oxidelaag, werd ongedoteerd Si-QDML veranderd in P-gedoteerde Si-QDML. P-gedoteerde Si-QDML zou een grotere defectdichtheid moeten hebben in vergelijking met niet-gedoteerde Si-QDML, aangezien Si-QDML een amorfe fase omvat. Lekstroom bij de p-a-Si:H/P-gedoteerde Si-QDML-interface als gevolg van verminderde carrierrecombinatie V _OC . De 10 nm dikke TiO_x :Nb met thermische oxidelaag onderdrukte met succes de P-diffusie, wat leidde tot een hoge V _OC van 502 mV. Aan de andere kant, slechts 10 nm dikke TiO_x :Nb blokkeerde de P-diffusie niet volledig, zoals je ziet in (Fig. 4c). Daarom, V _OC degradatie opgetreden. Voor verdere verbetering van de eigenschappen van zonnecellen raden we aan om dikkere TiO_x :Nb is nodig om te voorkomen dat P-atomen in de Si-QDML diffunderen. Zoals hierboven vermeld, is de totale dikte van TiO_x :Nb en thermische oxidelaag beïnvloeden de P-diffusie. Uit deze resultaten blijkt een dikkere TiO_x :Nb dan 10 nm kan de eigenschap van zonnecellen verbeteren. Figuur 6 toont de IQE van de Si-QD-zonnecel zonder de thermische oxidelaag. Het reflectiespectrum van de zonnecel werd ook getoond. Er wordt gesuggereerd dat de periodieke intensiteitsverandering die wordt gezien in de IQE de invloed is van interferentie door de zonnecelstructuur als gevolg van het gebruik van het vlakke substraat. We waren van mening dat de interferentie optrad in het dunne-film zonnecelgebied, voornamelijk de reflectie van n ⁺⁺ -poly-Si/kwarts substraat. De brekingsindex op Si, ongeveer 3,4, is heel anders dan die op kwarts, 1,5 [32, 33]. De reflectiegolven interageerden met het invallende licht, vandaar dat de periodieke golfreflectie werd waargenomen. Een vergelijkbare trend van reflectiespectrum met enkele honderden nanometer dikke dunne siliciumfilms is gemeld [34, 35]. We stellen voor dat het getextureerde substraat een dergelijke interactie zal verdwijnen. Ons eerdere onderzoek toonde het IQE-spectrum zonder enige interferentie met behulp van het ruwe oppervlaksubstraat [28]. De rand van het IQE-spectrum bevond zich op ongeveer 1000 nm (gelijk aan 1,24 eV), wat overeenkomt met de PL-piek (zie ons eerdere rapport in ref. [21]). De IQE-rand kwam niet overeen met de absorptierand van algemeen bulksilicium en amorf silicium, wat aangeeft dat de dragergeneratie plaatsvond in siliciumnanokristallen met kwantumopsluitingseffect.

J -V kenmerken van de zonnecelstructuur a met thermisch oxide en b zonder thermisch oxide. 10 nm dikke TiO_x :Nb is afgezet in deze zonnecel

Interne kwantumefficiëntie en reflectie versus golflengte voor de gefabriceerde zonnecel zonder thermische oxidelaag. De IQE en reflectie werden respectievelijk met rood en blauw getekend. De TiO_x :Nb laagdikte was 10 nm