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　　微(多)晶硅薄膜太陽電池是怎樣的呢
　　現有的非晶硅薄膜太陽電池的光致不穩定性是由非晶硅材料的微結構的亞穩態屬性所決定的, 因此也是不易完全克服的. 為了提高效率及其穩定性,新疆太陽能廠家了解到近年來又出現了微晶硅(μc-Si) 薄膜電池和多晶硅 (poly-Si) 薄膜電池. 實驗證明用微晶硅和多晶硅薄膜來替代非晶硅薄膜制作太陽電池的有源層, 在長期強光照射下沒有任何衰退現象. 因此發展晶化的硅薄膜太陽電池是實現高穩定、高效率、低成本Z有前途的方法. 目前研究的焦點是如何利用低成本工藝技術, 獲得大面積優質的晶體硅薄膜, 以及新型薄膜電池結構的優化設計. 制備晶體硅薄膜的技術很多, 基本可分成兩大類, 一類是高溫技術, 溫度高于600℃, 另一類是低溫晶化技術, 溫度低于600℃ . 目前制備多晶硅薄膜的方法主要有:
　?。?）低壓化學氣相沉積(LPCVD)
　　這是一種直接生成多晶硅的方法。 LPCVD是集成電路中普遍采用的標準方法，具有生長速度快，成膜致密、均勻、裝片容量大等特點。多晶硅薄膜可采用硅烷氣體通過LPCVD法直接沉積在襯底上，典型的沉積參數是：硅烷壓力為13.3～26.6Pa，沉積溫度Td=580～630℃，生長速率5～10nm/min。由于沉積溫度較高，如普通玻璃的軟化溫度處于500～600℃，則不能采用廉價的普通玻璃而必須使用昂貴的石英玻璃作襯底。
　　該法生長的多晶硅薄膜，晶粒具有擇優取向，形貌呈“V”字形，內含高密度的微攣晶缺陷，且晶粒尺寸小，載流子遷移率不夠大，使其在器件應用方面受到一定限制。雖然減少硅烷壓力有助于增大晶粒尺寸，但往往伴隨著表面粗糙度的增加，對載流子的遷移率與器件的電學穩定性產生不利影響。
　?。?）固相晶化(SPC)
　　所謂固相晶化，是指非晶固體發生晶化的溫度低于其熔融后結晶的溫度。這是一種間接生成多晶硅的方法，先以硅烷氣體作為原材料，用LPCVD方法在550℃左右沉積a-Si:H薄膜，然后將薄膜在 600℃以上的高溫下使其熔化，再在溫度稍低的時候出現晶核，隨著溫度的降低熔融的硅在晶核上繼續晶化而使晶粒增大轉化為多晶硅薄膜。使用這種方法，多晶硅薄膜的晶粒大小依賴于薄膜的厚度和結晶溫度。退火溫度是影響晶化效果的重要因素，在700℃以下的退火溫度范圍內，溫度越低，成核速率越低，退火時間相等時所能得到的晶粒尺寸越大；而在 700℃以上，由于此時晶界移動引起了晶粒的相互吞并，使得在此溫度范圍內，晶粒尺寸隨溫度的升高而增大。經大量研究表明，利用該方法制得的多晶硅晶粒尺寸還與初始薄膜樣品的無序程度密切相關，初始材料越無序，固相晶化過程中成核速率越低，晶粒尺寸越大。由于在結晶過程中晶核的形成是自發的，因此， SPC多晶硅薄膜晶粒的晶面取向是隨機的。相鄰晶粒晶面取向不同將形成較高的勢壘，需要進行氫化處理來提高 SPC多晶硅的性能。這種技術的優點是能制備大面積的薄膜，晶粒尺寸大于直接沉積的多晶硅。可進行原位摻雜，成本低，工藝簡單，易于形成生產線。由于SPC是在非晶硅熔融溫度下結晶，屬于高溫晶化過程，溫度高于 600℃，通常需要1100℃左右，退火時間長達10個小時以上，不宜用玻璃為基底，基底材料采用石英或單晶硅，用于制作小尺寸器件，如液晶光閥、攝像機取景器等。
　?。?）準分子激光晶化(ELA)
　　激光晶化相對于固相晶化制備多晶硅來說更為理想，其利用瞬間激光脈沖產生的高能量入射到非晶硅薄膜表面，僅在薄膜表層100nm厚的深度產生熱能效應，使a-Si薄膜在瞬間達到1000℃左右，從而實現a-Si向p-Si的轉變。在此過程中，激光脈沖的瞬間(15～50ns)能量被a-Si薄膜吸收并轉化為相變能，因此，不會有過多的熱能傳導到薄膜襯底，合理選擇激光的波長和功率，使用激光加熱就能夠使a-Si薄膜達到熔化的溫度且保證基片的溫度低于450℃. 可以采用玻璃基板作為襯底，其主要優點為脈沖寬度短(15～50ns)，襯底發熱小。通過選擇還可獲得混合晶化，即多晶硅和非晶硅的混合體。
　　ELA法制備的多晶硅薄膜晶粒大、空間選擇性好，摻雜效率高、晶內缺陷少、電學特性好、遷移率高達到 400cm2/v.s，是目前綜合性能Z好的低溫多晶硅薄膜。工藝成熟度高，已有大型的生產線設備，但它也有自身的缺點，晶粒尺寸對激光功率敏感，大面積均勻性較差。重復性差、設備成本高，維護復雜.
　?。?）快速熱退火（RTA）
　　一般而言，快速退火處理過程包含三個階段：升溫階段、穩定階段和冷卻階段。當退火爐的電源一打開，溫度就隨著時間而上升，這一階段稱為升溫階段。單位時間內溫度的變化量是很容易控制的。在升溫過程結束后，溫度就處于一個穩定階段。Z后，當退火爐的電源關掉后，溫度就隨著時間而降低，這一階段稱為冷卻階段。用含氫非晶硅作為初始材料，進行退火處理。平衡溫度控制在600℃以上，納米硅晶粒能在非晶硅薄膜中形成，而且所形成的納米硅晶粒的大小隨著退火過程中的升溫快慢而變化。在升溫過程中，若單位時間內溫度變化量較大時(如100℃/s)，則所形成納米硅晶粒較小(1.6～15nm)；若單位時間內溫度變化量較小(如1℃/s)，則納米硅粒較大(23～46nm)。進一步的實驗表明：延長退火時間和提高退火溫度并不能改變所形成的納米硅晶粒的大??；而在退火時，溫度上升快慢直接影響著所形成的納米硅晶粒大小。
　　RTA退火法制備的多晶硅晶粒尺寸小，晶體內部晶界密度大，材料缺陷密度高，而且屬于高溫退火方法，不適合于以玻璃為襯底制備多晶硅。
　?。?）等離子體增強化學反應氣相沉積（PECVD）
　　通過加大氫氣稀釋和微量摻硼可以獲得微晶硅薄膜.這種工藝技術與非晶硅薄膜的制造技術相同,屬低溫工藝,便于大面積生產,因而受到普遍重視. 目前用這種技術制備的太陽能電池效率已達到8.5%. 該技術的缺點是薄膜生長速率較低(約1à/S), 不利于降低制造成本. 當前提高微晶硅生長速率的方法主要是增加等離子體的激發頻率, 如用超高頻技術(UHF)可使微晶硅生長速率提高到10à/S, 并已獲得7.2%的電池效率. 不過這種微晶薄膜的晶粒尺寸太小,一般不超過50nm, 晶內缺陷多, 晶界也多.
　　對于采用 PECVD技術制備多晶體硅薄膜的晶化過程,目前有兩種主要的觀點：一種認為是活性粒子先吸附到襯底表面,再發生各種遷移、反應、解離等表面過程, 從而形成晶相結構.因此,襯底的表面狀態對薄膜的晶化起到非常重要的作用；另一種認為是空間氣相反應對薄膜的低溫晶化起到更為重要的作用, 即具有晶相結構的顆粒首先在空間等離子體區形成, 而后再擴散到襯底表面長大成多晶膜。
　?。?）金屬橫向誘導法(MILC)
　　20世紀90年代初發現a-Si中加入一些金屬如Al，Cu，Au，Ag，Ni等沉積在a-Si∶H上或離子注入到a-Si∶H薄膜的內部，能夠降低a-Si向p-Si轉變的相變能量.之后對Ni/a-Si:H進行退火處理以使a-Si薄膜晶化，晶化溫度可低于500℃。但由于存在金屬污染未能在薄膜晶體管(TFT)中應用。隨后發現Ni橫向誘導晶化可以避免孿晶產生，鎳硅化合物的晶格常數與單晶硅相近、低互溶性和適當的相變能量，使用鎳金屬誘導a-Si薄膜的方法得到了橫向結晶的多晶硅薄膜。橫向結晶的多晶硅薄膜的表面平滑，具有長晶粒和連續晶界的特征，晶界勢壘高度低于SPC多晶硅的晶界勢壘高度，因此，MILC TFT具有優良的性能而且不必要進行氫化處理。
　　該法制備多晶硅薄膜具有均勻性高、成本低, 生長溫度在500℃等特點。但是MILC目前它的晶化速率仍然不高，并且隨著熱處理時間的增長, 速率會降低。有人采用MILC和光脈沖輻射相結合的方法，實現了 a-Si薄膜在低溫環境下快速橫向晶化，得到高遷移率、低金屬污染的多晶硅帶。
　?。?）其他方法
　　除了上述幾種制備多晶硅薄膜的主要方法外，還有超高真空化學氣相沉積(UHV/CVD)、電子束蒸發等。用UHV/CVD生長多晶硅，當生長溫度低于550℃時能生成高質量細顆粒多晶硅薄膜，不用再結晶處理，這是傳統CVD做不到的，因此該法很適用于低溫多晶硅薄膜晶體管制備。另外，日立公司研究指出，多晶硅還可用電子束蒸發來實現，溫度低于 530℃。因此，我們相信隨著上述幾種多晶硅制備方法的日益成熟和新的制備方法的出現，多晶硅技術的發展必將跨上一個新的臺階，從而推動整個半導體產業和相關行業的發展。
　　總的來說,高溫技術晶化的材料具有較大的晶粒尺寸,用這種材料制備的電池效率在10%以上.其缺點是能耗高、工藝復雜,襯底材料成本高. 低溫晶化技術制備的薄膜晶粒尺寸小, 電池效率也低, 但其Z大的優點是便于采用玻璃等廉價材料作襯底,工藝較簡單,能耗低. 如將微晶硅薄膜或多晶硅薄膜作為窄帶隙材料與非晶硅薄膜組成疊層電池結構, 則可更充分地利用太陽光譜. 因微晶硅薄膜和多晶硅薄膜比非晶硅鍺(a-SiGe)具有更窄的帶隙(1.12eV),用a-Si/μc-Si和a-Si/poly-Si疊層結構代替a-Si/a-SiGe/a-SiGe三結疊層結構,可將太陽電池光譜響應的長波限從目前的0.9μm擴展到 1.1μm, 這樣可提高10% 的太陽能的利用率. 目前非晶硅和微晶硅疊層太陽電池的穩定效率已達12%. 理論上a-Si/poly-Si疊層電池的效率可達28%. Kaneka公司設計的STAR結構的多晶硅薄膜電池, 效率已達10.7%, 且無光致衰退現象; 另一種SOI結構的多晶硅薄膜電池10cmχ10cm, 獲得了14.22%的效率, H.Morikawa 等制出了效率為16% 的多晶硅太陽電池. 理論和實驗均表明多晶硅太陽電池很可能成為21世紀Z有前途的一種薄膜太陽電池.大面積多(微)晶硅薄膜的獲得及與非晶硅的較佳優化設計,將使硅基薄膜太陽電池性質躍上新的臺階.
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