Effet de post-recuit sur les propriétés optiques et électroniques des couches minces MoOX évaporées thermiquement en tant que contacts sélectifs pour les cellules solaires p-Si

Introduction

Les oxydes de métaux de transition possèdent une large gamme de fonctions de travail, allant de 3,5 eV pour le ZrO₂ défectueux à 7,0 eV pour la V₂ stoechiométrique O₅ [1,2,3,4,5,6]. Parmi eux, MoO_X est l'un des matériaux les plus étudiés pour les applications dans les dispositifs optoélectroniques [7,8,9] en raison de sa haute transparence, de sa non-toxicité et de sa température d'évaporation modérée [10, 11]. MoO_X est signalé comme ayant une grande fonction de travail de  ~ 6,7 eV et est largement utilisé comme couches d'extraction de trous dans les dispositifs photovoltaïques [12], les dispositifs électroluminescents [13], les capteurs [14, 15] et les mémoires [16]. Pour les dispositifs photoélectriques impliquant MoO_X couches d'extraction de trous, les performances de l'appareil dépendent fortement des propriétés optiques et électroniques du MoO_X Films minces. Dans le domaine photovoltaïque, MoO_X les films minces ont été initialement appliqués dans des dispositifs organiques [17,18,19]. Ces dernières années, de nombreuses recherches ont été menées sur l'application de MoO_X films au silicium cristallin (c -Si) cellules solaires [9, 20,21,22]. L'énergie d'ionisation de c -Si est d'environ 5,17 eV, ce qui est la limite inférieure pour le travail d'extraction des matériaux de contact sélectifs [23]. La fonction de travail élevée de MoO_X induira une grande flexion de bande au niveau du c -Si/MoO_X interface et conduire à l'accumulation de trous dans p -type silicium (p -Si) ou l'épuisement des électrons dans n -type silicium (n -Si), favorisant ainsi le transport des trous [24]. En remplaçant le p -Couche de silicium amorphe de type MoO_X film dans la cellule solaire à hétérojonction silicium classique, une efficacité de conversion de puissance (PCE ) de 23,5 % a été atteint [25]. Par rapport à MoO_X contacts établis avec n - les plaquettes de type, celles faites à p Les plaques de type wafer (sans couche de Si amorphe) présentent de meilleures performances en termes de passivation de surface et de résistivité de contact [24]. La faisabilité de MoO_X films comme contacts à trous sélectifs sur p -Les cellules solaires Si ont été démontrées dans nos travaux précédents [26], et une efficacité de 20,0% a été obtenue sur la base de p -Si/SiO_X /MoO_X /V₂ O_X /ITO/Ag contact arrière [27].

MoO_X (X ≤ 3) a un grand travail de sortie en raison du caractère de coque fermée dans sa structure électronique en vrac et des dipôles créés par sa structure de couche interne [28]. La présence de défauts d'oxygène va diminuer le travail de sortie de MoO_X [4] et résulte en un n -matériel de type [29]. Les simulations numériques ont indiqué que la fonction de travail plus élevée de MoO_X induit une hauteur de barrière Schottky favorable ainsi qu'une inversion au MoO_X /intrinsèque a-Si:H/n -tapez c -Si (n -Si), stimulant le chemin de moindre résistance pour les trous [30]. Par conséquent, régler la structure électronique et la fonction de travail de MoO_X est d'une grande importance pour passiver le contact c -Cellules solaires Si.

MoO_X les films peuvent être déposés par dépôt de couche atomique [30,31,32,33,34], pulvérisation cathodique réactive [12], dépôt laser pulsé [35], évaporation thermique [24, 36] et revêtement par centrifugation [37]. Dans la plupart des recherches sur les cellules solaires basées sur Si/MoO_X contact, MoO_X les films sont préparés par évaporation thermique à température ambiante [8]. Parce que la contrôlabilité des propriétés de MoO_X films par évaporation thermique est limitée, diverses méthodes de post-traitements ont été étudiées pour régler le travail de sortie de MoO_X évaporé thermiquement . L'exposition aux UV-ozone pourrait augmenter la fonction de travail du MoO_X évaporé films sur substrats d'or de 5,7 eV à 6,6 eV [8]. Irfan et al. recuit à l'air effectué de MoO_X films sur des substrats d'or à 300 °C pendant 20 h et a constaté que le recuit de longue durée n'aide pas à réduire les lacunes d'oxygène dues à la diffusion de l'or du substrat vers le MoO_X cinéma [38]. La fonction de travail de MoO_X films sur p -tapez c -Si (p -Si) diminuait après in situ recuit sous vide dans la plage de température de 300 à 900 K [39].

Dans ce travail, p -Cellules solaires Si avec MoO_X des contacts de passivation sur les faces arrière sont configurés. Les propriétés optiques et électroniques ainsi que l'influence du MoO post-recuit_X films sur p -Si/MoO_X les cellules solaires sont systématiquement étudiées à travers des expériences et des simulations de bandes d'énergie. Une relation linéaire entre la fonction de travail et le rapport atomique O/Mo est trouvée. Il est intéressant de noter que par rapport à l'échantillon intrinsèque, l'échantillon recuit à 100 °C avec un travail d'extraction plus élevé présente une résistivité de contact plus faible malgré son SiO_X plus épais intercalaire. Selon la simulation de bande d'énergie, la variation de MoO_X La fonction de travail de a un petit effet sur la flexion de la bande de p -Si, tandis que la bande se plie de MoO_X augmente considérablement à mesure que sa fonction de travail augmente. Par conséquent, il est suggéré que des fonctions de travail plus élevées sont vitales pour un transport efficace des trous à partir de p -Si à MoO_X où l'interface SiO_X couche est dans une gamme d'épaisseur modérée. Nos résultats fournissent des détails précieux sur les caractéristiques d'interface du p -Si/MoO_X en vue des cellules solaires à hétérojonction haute performance avec des contacts sélectifs de porteurs à base d'oxyde.

Méthodes

Dépôt de film, processus de post-recuit et fabrication de cellules solaires

Les cellules solaires sont fabriquées sur p -type< 100 > CZ wafers avec une résistivité de ~ 2 Ω·cm et une épaisseur de wafer de 170 μm. Les plaquettes de silicium sont pré-nettoyées par une solution mixte de NaOH et H₂ O₂ puis texturé par une solution de NaOH. Les plaquettes sont ensuite lavées à l'eau déminéralisée (eau déminéralisée) après un trempage de 1 min dans de l'acide fluorhydrique (HF) dilué. Fortement dopé n ⁺ face avant (N _D ≈ 4 × 10 ²¹ cm ⁻³ ) est obtenu en diffusant du phosphore à partir d'un POCl₃ source dans un four à quartz. Un SiN_X double couche La passivation :H et le revêtement antireflet sont ensuite déposés par dépôt chimique en phase vapeur assisté par plasma (PECVD). La pâte d'argent est sérigraphiée sur les cellules solaires avec un émetteur sélectif [40]. Par la suite, un processus de traversée est effectué à 850 °C pendant ~ 1 min, après quoi des contacts ohmiques avec une faible résistivité résultent [41]. La face arrière de chaque échantillon est rincée avec de l'HF dilué avant MoO_X déposition. MoO_X les films sont évaporés thermiquement sur la face arrière avec un taux de dépôt de ~ 0,2 Å/s sous 8 × 10 ^–4 Pa [26]. Traitements post-recuit du MoO_X déposé à température ambiante les films sont réalisés dans un processeur thermique rapide à l'air. La température de réglage a été atteinte en 10 s et maintenue pendant 5 min. MoO_X des films avec différentes températures de recuit sont appliqués à p - Cellules solaires Si avec MoO arrière complet_X /Ag contacts.

Mesures

Les spectres de transmittance du MoO_X les films déposés sur des verres de silice de 1,2 mm d'épaisseur sont mesurés à l'aide d'un spectromètre UV-Vis à sphère intégrante. La morphologie de surface et la rugosité des films sont mesurées au microscope à force atomique (AFM). Les propriétés optiques du MoO_X les films sont analysés en utilisant une ellipsométrie spectroscopique (J.A. Woollam Co., Inc., ellipsomètre M2000U), et les résultats mesurés sont ajustés en utilisant le modèle d'oxyde natif. La spectroscopie photoélectronique à rayons X (XPS) à haute résolution de Mo 3d et Si 2p est mesurée en utilisant des rayons X monochromate Al Kα avec une énergie photonique de 1486,7 eV. Les spectres de spectroscopie de photoémission ultraviolette (UPS) sont enregistrés en utilisant une excitation He I 21,22 eV non filtrée avec l'échantillon polarisé à - 10 eV. Avant la détection XPS et UPS, les surfaces des échantillons ont été pré-nettoyées par des ions d'argon.

La résistivité de contact à p -Si/MoO_X L'interface est extraite par la méthode de Cox et Stack [42], qui implique une série de mesures de résistance sur une station de sonde avec des contacts frontaux Ag de différents diamètres. Les qualités de passivation de MoO_X des films d'épaisseurs différentes sont déterminés à partir de mesures de durée de vie effectives via la méthode de photoconductance quasi-stationnaire (QSSPC). Les échantillons pour le test QSSPC sont asymétriques car les faces avant sont texturées, n ⁺ dopé et passivé au moyen d'un SiN_X double couche :H films [43], tandis que les faces arrière sont recouvertes de MoO_X cinéma [26]. Les caractéristiques densité-tension de courant des cellules solaires (3,12 × 3,12 cm ² ) sont mesurés dans des conditions standard d'un soleil (100 mW·cm ⁻² , spectre AM1.5G, 25 °C) car l'intensité lumineuse est calibrée avec une cellule de référence certifiée Fraunhofer CalLab.

Simulations

Simulation numérique de la structure de bande du p -Si/MoO_X contacts se fait avec AFORS-HET, qui est basé sur la résolution des équations de Poisson à une dimension et de continuité à deux porteuses [44]. Les paramètres clés sont répertoriés dans le tableau 1. La limite de contact avant et arrière est définie comme fixant la fonction de travail du métal sur la bande plate. L'interface entre p -Si et MoO_X est défini comme « émission thermoionique » (l'un des modèles numériques). Propriétés de tunneling du SiO₂ mince Les films sont généralement définis en modifiant les paramètres d'interface sous le modèle « d'émission thermoionique » uniquement pour le contact Schottky métal/semi-conducteur. Par conséquent, le tunneling SiO_X existait réellement au Si/MoO_X l'interface est omise. Pour p -Si, les défauts électroneutres à l'énergie centrale avec une densité totale de pièges sont fixés à 1 × 10 ¹⁴ cm ⁻³ . Pour MoO_X , les défauts de la queue de conduction de type donneur avec une concentration totale sont définis comme 1 × 10 ¹⁴ cm ⁻³ .

Résultats et discussion

La figure 1a représente les photographies du MoO_X de 10 nm d'épaisseur films sur verre de silice recuits à l'air pendant 5 min à différentes températures (100 °C, 200 °C et 300 °C). Tous les échantillons sont visuellement incolores et transparents. D'après les spectres de transmittance optique correspondants de la Fig. 1b, on peut voir que le spectre de transmittance du MoO recuit à 100 °C_X film chevauche presque celui du film non recuit. Des températures de recuit plus élevées entraînent une transmittance plus faible dans la plage de 600 à 1 100 nm, qui pourrait être attribuée à l'absorption de porteurs libres induite par les lacunes d'oxygène [46]. MoO plus épais_X des films (20 nm) sont déposés sur des plaquettes de Si polies pour mesurer l'indice de réfraction n et coefficient d'extinction k plus précisément. L'indice de réfraction de la figure 1c se situe dans la plage de 1,8 à 2,5, ce qui est cohérent avec d'autres études [31, 32]. Le n courbes ainsi que les k les courbes (Fig. 1d) ont une petite différence entre les quatre échantillons. Le n à 633 nm des films de 20 nm d'épaisseur diminue légèrement, ce qui est résumé dans le tableau 2.

un Photographies et b spectres de transmission du MoO_X de 10 nm d'épaisseur films sur verre de silice recuits à l'air pendant 5 min à différentes températures. c Indices de réfraction n et d coefficient d'extinction k courbes du MoO_X de 20 nm d'épaisseur films sur plaquettes de silicium poli

Les morphologies de surface sont ensuite caractérisées par AFM comme le montre le fichier supplémentaire 1 :Figure S1. La rugosité de la moyenne quadratique (RMS) correspondante est répertoriée dans le tableau 2. Le MoO_X tel que déposé de 10 nm d'épaisseur le film mince (Fichier supplémentaire 1 :Figure S1a) a une rugosité RMS de 4,116 nm, ce qui est conforme à la morphologie de la surface en forme d'onde. Au fur et à mesure que la température de recuit augmente (Fichier supplémentaire 1 :Figure S1b–d), l'ondulation de surface du MoO_X le film devient plus gros, tandis que les structures présentées deviennent plus petites et beaucoup plus denses probablement en raison du processus de démouillage [47]. Après recuit à 300 °C, la rugosité RMS atteint 12 913 nm. Les films de 20 nm d'épaisseur sont moins rugueux avec le RMS autour de 1 nm (tableau 2). Le processus de démouillage est également supprimé comme indiqué par les mesures RMS en fonction des traitements de recuit. L'évolution de la morphologie ci-dessus ne reflète pas pleinement les changements dans le film d'oxyde au niveau de l'appareil, où le MoO_X les films sont déposés sur Si et coiffés d'électrodes Ag, mais l'évolution de la morphologie peut nous donner les propriétés intrinsèques de MoO_X sur SiO₂ surface.

MoO_X a une tendance naturelle à former des défauts de lacunes d'oxygène [48], ce qui peut avoir un impact sur la structure moléculaire. Afin d'identifier de telles variations de structure moléculaire liées aux lacunes, des mesures de spectroscopie Raman sont prises sur MoO_X (20 nm)/Si(< 100 >). Il n'y a pas de pics caractéristiques de MoO_X dans les spectres Raman sous excitation lumière verte (532 nm) (Fichier complémentaire 1 :Figure S2), qui est indépendante du traitement thermique. Lorsque l'excitation est changée en lumière ultraviolette de 325 nm, les bandes caractéristiques de MoO_X apparaissent, qui se situent généralement à 600–1000 cm ⁻¹ (Fig. 2). Le pic acéré de 515 cm ⁻¹ dans tous les échantillons correspond à la liaison Si-Si. Pour le MoO_X intrinsèque et recuit à 100 °C films, les bandes Raman sont présentes à 695, 850 et 965 cm ⁻¹ , qui sont de [Mo₇ O₂₄ ] ⁶⁻ , [Lun₈ O₂₆ ] ⁴⁻ anions, et (O =)₂ Mo(–O–Si)₂ espèces dioxo, respectivement [49]. Lorsque le film est recuit à 200 °C, le 965 cm ⁻¹ la bande passe à 970 cm ⁻¹ , qui est attribué à Mo(=  ¹⁶ O)₂ espèces dioxo [50]. Le spectre Raman du MoO_X recuit à 300 °C le film présente des bandes à 695, 810 et 980 cm ⁻¹ . La bande à 810 cm ⁻¹ est de la liaison Si–O–Si, tandis que le (O =)₂ Mo(–O–Si)₂ contribue la bande à 980 cm ⁻¹ . Les résultats indiquent que le recuit à différentes températures affectera la composition chimique de MoO_X film, qui peut indiquer la différence de concentration d'oxygène manquant de chaque échantillon.

Les spectres UV Raman (325 nm) de MoO_X post-recuit d'une épaisseur de 20 nm films sur plaquettes de silicium poli

XPS est réalisé sur MoO_X films (10 nm) pour quantifier la teneur relative de chaque état d'oxydation et les rapports atomiques oxygène/molybdène (O/Mo). Après la soustraction de fond de Shirley et l'ajustement par des courbes gaussiennes-lorentziennes, une déconvolution multi-pics des spectres XPS est effectuée. Le niveau de base Mo 3d est décomposé en deux pics doublets avec une division spin-orbite doublet Δ _BE 3,1 eV et un rapport d'aire de pic de 3:2 [11]. Comme le montre la figure 3, le pic de Mo ⁶⁺ 3d_5/2 les centres de niveau central à ~ 233,3 eV d'énergie de liaison. Pour tous les échantillons, un deuxième doublet à  ~ 232,0 eV, qui est noté Mo ⁵⁺ , est nécessaire pour obtenir un bon ajustement aux données expérimentales [8]. Le rapport O/Mo est calculé par la formule suivante [51] :

où je (Lun ^{n +} ) est l'intensité des composantes individuelles des spectres Mo 3d. n se rapporte à l'état de valence de l'ion Mo, c'est-à-dire 5 pour Mo ⁵⁺ et 6 pour Mo ⁶⁺ . Le facteur 1/2 est dû au fait que chaque atome d'oxygène est partagé par deux atomes de molybdène.

Les rapports O/Mo de tous les échantillons répertoriés dans le tableau 3 sont inférieurs à 3. Des pertes d'oxygène et des transitions d'état d'oxydation ont été signalées lors du dépôt d'oxydes de métaux de transition [1]. Étant donné que les mesures XPS sont ex-situ, l'exposition de l'air au MoO₃ évaporé thermiquement les films à température ambiante pourraient également augmenter les lacunes en oxygène [18, 52]. Le rapport O/Mo du MoO non recuit_X film est de 2,958, tandis que le post-recuit à 100 °C augmente la valeur à 2,964. Des températures de recuit plus élevées réduisent alors progressivement le rapport O/Mo. Le rapport O/Mo le plus élevé de l'échantillon recuit à 100 °C pourrait s'expliquer par l'oxygène activé thermiquement injecté de l'air au MoO_X cinéma [38]. Fichier supplémentaire 1 :la figure S3 compare les spectres Si 2p XPS du MoO_X recuit de 10 nm d'épaisseur cinéma. Le spectre Si 2p XPS de l'échantillon non recuit montre des pics doubles d'éléments de silicium et de Si ⁴⁺ Pic. Un Si ²⁺ un pic apparaît lors du recuit à 100 °C. Lors du recuit à 200 et 300 °C, des pics de Si ⁴⁺ , Si ³⁺ et Si ²⁺ existent simultanément. De plus, le X calculé dans SiO_X pour les quatre échantillons sont 2, 1,715, 1,672 et 1,815, respectivement. Les atomes d'oxygène dans SiO_X sont de MoO_X; par conséquent, le rapport O/Mo dépend de l'équilibre entre le SiOx prenant de l'oxygène et l'air injectant de l'oxygène. À propos, à mesure que la température de recuit augmente, le signal de l'élément Si devient plus faible, indiquant un SiO_X plus épais intercalaires [26].

Spectres XPS au niveau du noyau Mo 3d du MoO_X de 10 nm d'épaisseur films sur plaquettes de silicium a sans post-recuit, avec post-recuit à b 100 °C, c 200 °C et j 300 °C

Réduire l'état d'oxydation des cations d'un oxyde a tendance à diminuer son travail de sortie [1]. UPS est utilisé pour calculer la fonction de travail de MoO_X films en fonction du traitement thermique. La figure 4a montre la région de coupure des électrons secondaires des spectres UPS, à partir de laquelle une vibration mineure de la fonction de travail peut être observée. À partir de la figure 4b, nous pouvons voir, après le post-recuit à l'air, les pics de défauts dans la zone de la bande de valence [37] s'affaiblir. Le tableau 3 répertorie le rapport O/Mo évalué à partir de l'ajustement XPS et la fonction de travail correspondante évaluée à partir de la coupure des électrons secondaires de l'UPS pour des échantillons sur des plaquettes de silicium polies. Les résultats du travail de sortie et de la stoechiométrie de MoO_X sont également représentés sur la figure 4c, où une forte corrélation positive est divulguée. Une augmentation du rapport O/Mo de 2,942 à 2,964 entraîne une augmentation du travail de sortie d'environ 0,06 eV.

un La région de coupure électronique secondaire et b bande de valence issue des spectres UPS du MoO_X post-recuit films sur plaquettes de silicium. c Fonction de travail tracée par rapport à la stoechiométrie (rapport O/Mo)

Avant d'appliquer le MoO_X films comme contacts passivants sur p - Plaquettes de Si, des simulations de bandes d'énergie unidimensionnelles sont menées à l'aide d'AFORS-HET [44] pour obtenir une image claire du p -Si/MoO_X hétérocontacts. Les épaisseurs de p -Si et MoO_X film sont définis à 1 μm et 10 nm, respectivement. La concentration en accepteurs de p -Si vaut 1 × 10 ¹⁶ cm ⁻³ , ce qui donne un travail de sortie de 4,97 eV. Depuis MoO_X est un n -matériau de type [53], la variation de la concentration des lacunes en oxygène est simulée en modifiant la concentration du donneur dans la plage de 1 × 10 ¹⁶ cm ⁻³ à 1 × 10 ²⁰ cm ⁻³ . La figure 5a montre que la fonction de travail et la concentration de donneurs de MoO_X sont corrélées de façon exponentielle. La figure 5c, d représente la structure de bande simulée en tant que concentration de donneur (N _D ) de MoO_X est 1 × 10 ¹⁶ et 1 × 10 ²⁰ cm ⁻³ , respectivement. Les deux groupes de p -Si et MoO_X sont courbés en raison de la différence de travail de sortie et de l'équilibre énergétique de Fermi. L'extraction efficace des porteurs nécessite que des trous photogénérés dans la bande de valence de p -Si se recombine avec les électrons présentés dans le MoO_X bande de conduction injectée à partir de l'électrode métallique adjacente [7, 54]. La bande se pliant en p -Si, MoO_X et la flexion totale de la bande sont illustrées à la Fig. 5b. En tant que fonction de travail de MoO_X (WF _MO ) change, il n'y a pas de changement évident dans la fonction de bande de p -Si. En revanche, la bande se plie en MoO_X , qui représente un champ électrique intégré favorable pour l'injection d'électrons, augmente à mesure que son travail de sortie augmente. Nous pouvons conclure que l'augmentation du MoO_X la fonction de travail augmentera la flexion totale de la bande de p -Si/MoO_X contact, dont la plupart se situe dans le MoO_X partie. Par conséquent, une fonction de travail élevée de MoO_X est souhaitée du point de vue de l'injection d'électrons au niveau du p -Si/MoO_X interface.

Résultats de bande d'énergie simulée du p -Si/MoO_X prendre contact. un La relation entre la fonction de travail et N _D de MoO_X (N _D-MO ). b Le p -Si, MoO_X et la flexion totale de la bande pour p -Si/MoO_X prendre contact. La concentration en accepteurs de p -Si vaut 1 × 10 ¹⁶ cm ⁻³ . Diagrammes de bande simulés de p -Si/MoO_X contact en tant que N _D-MO est c 1 × 10 ¹⁶ cm ⁻³ et d 1 × 10 ²⁰ cm ⁻³ , respectivement

La figure 6 illustre l'obscurité I–V caractéristiques du p -Si/MoO_X contacts utilisant la méthode de Cox et Strack (voir Fichier supplémentaire 1 :Figure S4 pour l'illustration schématique) [42]. La pente du I–V La courbe augmente avec l'augmentation du diamètre de l'électrode à points. Le I-V les courbes des échantillons non recuits et recuits à 100 °C sont linéaires, avec la résistivité de contact spécifique (ρ _c ) monté en 0,32 et 0,24 Ω‧cm ² , respectivement. Bien qu'un recuit à 100 °C rende le SiO_X couche au p -Si/MoO_X interface plus épaisse, le WF _MO est supérieur à celui du MoO_X non recuit film, de sorte que l'échantillon correspondant montre la meilleure caractéristique de transport de trous. Le I-V les courbes des échantillons recuits à 200 et 300 °C deviennent non linéaires à petit diamètre de point et ne peuvent pas être considérées comme un contact ohmique. Par rapport aux échantillons recuits à 100 °C, les échantillons recuits à des températures de recuit plus élevées possèdent des courants plus faibles. Comme la petite baisse de la fonction de travail, la raison principale serait qu'une température de recuit plus élevée provoque un SiO_X plus épais couche au p -Si/MoO_X l'interface, ce qui rend plus difficile pour les transporteurs le tunnel à travers la barrière d'oxyde.

Mesures de résistance de contact du MoO_X de 10 nm d'épaisseur films sur plaquettes de silicium polies a sans post-recuit, avec post-recuit à b 100 °C, c 200 °C et j 300 °C

Les qualités de passivation du MoO_X (10 nm)/p -Les hétérojonctions Si en fonction du traitement thermique sont caractérisées en termes de durée de vie effective des porteurs minoritaires (τ _eff ). Le τ dépendant du niveau d'injection _eff s est montré dans le fichier supplémentaire 1 :Figure S5, où le τ _eff s à un niveau d'injection de 1 × 10 ¹⁵ cm ⁻³ sont répertoriés dans le tableau 3. Le MoO non recuit_X le film montre la meilleure capacité de passivation. Une température de traitement plus élevée entraîne une τ inférieure _eff , qui est le résultat combiné de la passivation chimique de l'interface SiO_X et la passivation par effet de champ de MoO_X , comme X plus grand dans SiO_X signifie moins de liaisons pendantes de silicium et un X plus grand dans MoO_X signifie une plus grande intensité de champ électrique intégré.

Le MoO_X les films sont ensuite adoptés dans le p -Si/MoO_X (10 nm)/Configuration Ag (Fig. 7a) pour étudier l'influence de MoO_X des propriétés électroniques sur les performances de l'appareil. La densité de courant lumineux en fonction de la tension (J-V ) les courbes sont illustrées à la Fig. 7b. Le J-V moyen les caractéristiques sont illustrées à la Fig. 7c–f. Le V inférieur _OC s après recuit sont en ligne avec le τ inférieur _eff . Toutes les cellules, sauf celles avec MoO_X recuit à 300 °C, partage similaire J _SC (~ 38,8 mA/cm ² ), ce qui signifie la différence mineure d'indice optique de MoO_X et variation de l'épaisseur de l'interface SiO_X ont peu d'influence sur l'absorption optique effective du silicium massif à grande longueur d'onde. Le meilleur PCE de cellules solaires avec MoO non recuit_X films est de 18,99 %, ce qui est similaire à notre précédent rapport [26]. Un PCE de 19,19 % est atteint lorsqu'un recuit de 100 °C est appliqué. Le PCE l'amélioration provient principalement du facteur de remplissage élevé (FF ) avec une résistance série réduite, ce qui est cohérent avec la faible résistance de contact de la Fig. 6b. Un transport inefficace des trous entraîne une diminution de FF , qui est prédominante sur les appareils avec un recuit à 300 °C. Des températures de recuit plus élevées conduisent à un PCE goutte provenant d'un V réduit _OC (passivation par effet de champ dégradé de MoO_X ) et FF (SiO_X plus épais intercouche réduit la probabilité d'effet tunnel de la porteuse). En tant que MoO_X les films minces sont recouverts d'électrodes en Ag, la dégradation des performances pourrait être principalement due à la diffusion élémentaire induite à haute température au niveau du MoO_X /Ag comme démontré dans le rapport précédent [26]. La diffusion des atomes Ag dans MoO_X diminuera MoO_X travail de sortie de , car les niveaux de Fermi s'alignent à l'équilibre par le transfert d'électrons des métaux vers MoO_X [19, 55, 56].

un Schéma en coupe, b J–V courbes et c–f J-V moyen paramètres du p -Si/MoO_X Cellules solaires /Ag avec MoO_X films recuits à différentes températures

Dans l'ensemble, les performances du p -Si/MoO_X la cellule solaire à hétérojonction est affectée par la qualité de passivation, le travail de sortie et les propriétés de tunnelage de bande à bande [34] du MoO_X à trous sélectifs film. Les performances de passivation de la structure actuelle sont encore médiocres, ce qui conduit à un V relativement inférieur _OC . Par conséquent, une passivation de surface efficace sera un axe de recherche pour les contacts sélectifs de porteurs non dopés.

Conclusions

En résumé, MoO_X des films avec différentes concentrations de lacunes d'oxygène ont été obtenus par post-recuit à différentes températures. Le rapport atomique O/Mo de MoO_X films est linéairement liée à leur fonction de travail. Par rapport au MoO_X intrinsèque film, celui recuit à 100 °C a obtenu moins de lacunes d'oxygène et un travail de sortie plus élevé. La simulation de bande d'énergie montre que la flexion de bande de p -Si dans le p -Si/MoO_X le contact est fondamentalement le même lorsque la fonction de travail de MoO_X varie de 6,20 eV à 6,44 eV. Néanmoins, une fonction de travail plus grande donne une flexion de bande accrue dans MoO_X film. Les résultats expérimentaux indiquent que la fonction de travail modérément améliorée de MoO_X recuit à 100 °C est favorable à la sélectivité des trous. La cellule solaire correspondante avec p arrière optimisé -Si/MoO_X Le contact /Ag a obtenu un PCE de 19,19 %.

Disponibilité des données et des matériaux

Les ensembles de données utilisés et analysés au cours de la présente étude sont disponibles auprès de l'auteur correspondant sur demande raisonnable.

Abréviations

c -Si :

Silicium cristallin

p -Si :

p -Type silicium cristallin

n -Si :

n -Tapez c -Si

PCE :

Efficacité de conversion de puissance

AFM :

Microscope à force atomique

XPS :

Spectroscopie photoélectronique aux rayons X

UPS :

Spectroscopie de photoémission ultraviolette

QSSPC :

Photoconductance quasi-stationnaire

RMS :

Racine moyenne quadratique

WF :

Fonction de travail

FF :

Facteur de remplissage