Amélioration des cellules solaires p-Si par films minces MoOₓ recuits post-déposition : Optimisation des performances optiques et électroniques

Résumé

En raison de sa grande fonction de travail, le MoOₓ a été largement utilisé pour le contact sélectif aux trous dans les cellules solaires à film mince et à silicium cristallin. Dans ce travail, des films de MoOₓ évaporés thermiquement sont employés sur les faces arrière de cellules solaires en silicium cristallin de type p (p-Si), où les propriétés optiques et électroniques des films MoOₓ ainsi que les performances de dispositifs correspondantes sont étudiées en fonction du traitement de recuit post-déposition. Le film MoOₓ recuit à 100 °C montre la plus haute fonction de travail et prouve la meilleure sélectivité aux trous basée sur les résultats de simulation de bande d'énergie et de mesures de résistivité de contact. Les cellules solaires à contact arrière complet p-Si/MoOₓ/Ag démontrent la meilleure performance avec un rendement de 19,19 %, qui est le résultat de l'influence combinée de la sélectivité aux trous et de la capacité de passivation du MoOₓ.

Introduction

Les oxydes de métaux de transition possèdent une large gamme de fonctions de travail, s'étendant de 3,5 eV pour ZrO₂ défectueux à 7,0 eV pour V₂O₅ stœchiométrique. Parmi eux, le MoOₓ est l'un des matériaux les plus étudiés pour applications dans les dispositifs optoélectroniques en raison de sa haute transparence, non-toxicité et température d'évaporation modérée. Le MoOₓ est rapporté avoir une grande fonction de travail de ~ 6,7 eV et est largement utilisé comme couches d'extraction de trous dans les dispositifs photovoltaïques, dispositifs électroluminescents, capteurs et mémoires. Pour les dispositifs photoélectriques impliquant des couches d'extraction de trous MoOₓ, la performance du dispositif dépend fortement des propriétés optiques et électroniques des films minces MoOₓ. Dans le domaine photovoltaïque, les films minces MoOₓ ont été initialement appliqués dans les dispositifs organiques. Ces dernières années, beaucoup de recherches ont été faites sur l'application des films MoOₓ aux cellules solaires à silicium cristallin (c-Si). L'énergie d'ionisation du c-Si est d'environ 5,17 eV, qui est la limite inférieure pour la fonction de travail des matériaux de contact sélectif aux trous. La haute fonction de travail du MoOₓ induira une grande courbure de bande à l'interface c-Si/MoOₓ et conduira à l'accumulation de trous dans le silicium de type p (p-Si) ou l'appauvrissement d'électrons dans le silicium de type n (n-Si), favorisant ainsi le transport des trous. En substituant la couche de silicium amorphe de type p par un film MoOₓ dans la cellule solaire à hétérojonction de silicium classique, un rendement de conversion de puissance (PCE) de 23,5 % a été atteint. Comparés aux contacts MoOₓ faits sur wafers de type n, ceux faits sur wafers de type p (sans couche de Si amorphe) montrent de meilleures performances en termes de passivation de surface et de résistivité de contact. La faisabilité des films MoOₓ comme contacts sélectifs aux trous sur cellules solaires p-Si a été démontrée dans notre travail précédent, et un rendement de 20,0 % a été atteint basé sur le contact arrière p-Si/SiOₓ/MoOₓ/V₂Oₓ/ITO/Ag.

Le MoOₓ (X ≤ 3) a une grande fonction de travail en raison du caractère de couche fermée dans sa structure électronique de volume et des dipôles créés par sa structure de couches internes. La présence de défauts de vacance d'oxygène diminuera la fonction de travail du MoOₓ et résultera en un matériau de type n. Les simulations numériques ont indiqué qu'une fonction de travail plus élevée du MoOₓ induisait une hauteur de barrière de Schottky favorable ainsi qu'une inversion à l'interface MoOₓ/a-Si:H intrinsèque/n-Si, stimulant le chemin de moindre résistance pour les trous. Par conséquent, ajuster la structure électronique et la fonction de travail du MoOₓ est d'une grande importance pour les contacts de passivation des cellules solaires c-Si.

Les films MoOₓ peuvent être déposés par dépôt par couches atomiques, pulvérisation réactive, dépôt par laser pulsé, évaporation thermique et centrifugation. Dans la plupart des recherches sur cellules solaires basées sur contact Si/MoOₓ, les films MoOₓ sont préparés par évaporation thermique à température ambiante. Parce que la contrôlabilité des propriétés des films MoOₓ par évaporation thermique est limitée, diverses méthodes de post-traitement ont été étudiées pour ajuster la fonction de travail du MoOₓ évaporé thermiquement. L'exposition UV-ozone pourrait augmenter la fonction de travail des films MoOₓ évaporés sur substrats d'or de 5,7 eV à 6,6 eV. Irfan et al. ont effectué un recuit à l'air de films MoOₓ sur substrats d'or à 300 °C pendant 20 h et ont trouvé que le recuit de longue durée n'aide pas à réduire les vacances d'oxygène en raison de la diffusion d'or du substrat vers le film MoOₓ. La fonction de travail des films MoOₓ sur c-Si de type p (p-Si) a été trouvée diminuer après recuit sous vide in situ dans la gamme de température de 300 à 900 K.

Dans ce travail, des cellules solaires p-Si avec contacts de passivation MoOₓ sur faces arrière sont configurées. Les propriétés optiques et électroniques ainsi que l'influence des films MoOₓ recuits post-déposition sur les cellules solaires p-Si/MoOₓ sont systématiquement étudiées à travers expériences et simulations de bande d'énergie. Une relation linéaire entre la fonction de travail et le rapport atomique O/Mo est trouvée. Il est intéressant que comparé à l'échantillon intrinsèque, l'échantillon recuit à 100 °C avec une fonction de travail plus élevée présente une résistivité de contact plus faible en dépit de sa couche interfaciale SiOₓ plus épaisse. Selon la simulation de bande d'énergie, la variation de la fonction de travail du MoOₓ a peu d'effet sur la courbure de bande du p-Si, tandis que la courbure de bande du MoOₓ augmente significativement 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 de trous efficace du p-Si vers le MoOₓ où la couche interfaciale SiOₓ est dans une gamme d'épaisseur modérée. Nos résultats fournissent des détails précieux sur les caractéristiques d'interface du p-Si/MoOₓ en vue de cellules solaires à hétérojonction haute performance avec contacts sélectifs de porteurs basés sur oxydes.

Méthodes

Dépôt de films, processus de recuit post-déposition et fabrication de cellules solaires

Les cellules solaires sont fabriquées sur wafers p-type <100> CZ avec une résistivité de ~ 2 Ω·cm et épaisseur de wafer de 170 µm. Les wafers de silicium sont pré-nettoyés par solution mixte de NaOH et H₂O₂ puis texturés par solution NaOH. Les wafers sont ensuite lavés à l'eau déionisée (eau DI) suivant 1 min de trempage dans l'acide fluorhydrique dilué (HF). Une surface avant heavily dopée n⁺ (N_D ≈ 4 × 10²¹ cm⁻³) est obtenue par diffusion de phosphore depuis une source POCl₃ dans un four à quartz. Un revêtement double couche SiNₓ:H de passivation et antireflet est ensuite déposé par dépôt chimique en phase vapeur assisté par plasma (PECVD). La pâte d'argent est sérigraphiée sur les cellules solaires avec un émetteur sélectif. Ensuite, un processus de fire-through est conduit à 850 °C pendant ~ 1 min, après quoi des contacts ohmiques à faible résistivité résultent. La surface arrière de chaque échantillon est rincée avec HF dilué avant le dépôt de MoOₓ. Les films MoOₓ sont évaporés thermiquement sur la face arrière avec un taux de dépôt de ~ 0,2 Å/s sous 8 × 10⁻⁴ Pa. Les traitements de recuit post-déposition des films MoOₓ déposés à température ambiante sont effectués dans un processeur thermique rapide dans l'air. La température de consigne est atteinte en 10 s et maintenue pendant 5 min. Des films MoOₓ avec différentes températures de recuit sont appliqués à des cellules solaires p-Si avec contacts arrière complets MoOₓ/Ag.

Mesures

Les spectres de transmittance des films MoOₓ déposés sur verres de silice de 1,2 mm d'épaisseur sont mesurés en utilisant un spectromètre UV-Vis avec sphère intégrante. La morphologie de surface et la rugosité des films sont mesurées par microscope à force atomique (AFM). Les propriétés optiques des films MoOₓ sont analysées en utilisant l'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 aux rayons X à haute résolution (XPS) de Mo 3d et Si 2p sont mesurées en employant des rayons X Al Kα monochromatiques avec une énergie de photon de 1486,7 eV. Les spectres de spectroscopie photoélectronique ultraviolette (UPS) sont enregistrés en utilisant une excitation He I non filtrée 21,22 eV avec l'échantillon polarisé à -10 eV. Avant la détection XPS et UPS, les surfaces des échantillons ont été pré-nettoyées par ions argon.

La résistivité de contact à l'interface p-Si/MoOₓ est extraite par la méthode Cox et Strack, qui implique une série de mesures de résistance sur une station de sondes avec différents diamètres de contacts Ag avant. Les qualités de passivation des films MoOₓ avec différentes épaisseurs sont déterminées à partir de mesures de durée de vie effective via la méthode de photoconductance quasi-stationnaire (QSSPC). Les échantillons pour le test QSSPC sont asymétriques car les faces avant sont texturées, dopées n⁺ et passivées par des films SiNₓ:H double couche, tandis que les faces arrière sont recouvertes des films MoOₓ. Les caractéristiques courant-densité-tension des cellules solaires (3,12 × 3,12 cm²) sont mesurées sous conditions standard un soleil (100 mW·cm⁻², spectre AM1.5G, 25 °C) car l'intensité lumineuse est calibrée avec une cellule de référence Fraunhofer CalLab certifiée.

Simulations

La simulation numérique de la structure de bande du contact p-Si/MoOₓ est faite avec AFORS-HET, qui est basée sur la résolution de l'équation de Poisson unidimensionnelle et des deux équations de continuité des porteurs. Les paramètres clés sont listés Tableau 1. Les conditions aux limites de contact avant et arrière sont fixées comme fixation de la fonction de travail du métal à bande plate. L'interface entre p-Si et MoOₓ est définie comme « émission thermionique » (un des modèles numériques). Les propriétés de tunnel du film SiO₂ mince sont communément définies en changeant les paramètres d'interface sous le modèle « émission thermionique » seulement pour le contact Schottky métal/semiconducteur. Par conséquent, le SiOₓ de tunnel réellement existant à l'interface Si/MoOₓ est omis. Pour p-Si, des défauts électriquement neutres à l'énergie centrale avec densité totale de pièges de 1 × 10¹⁴ cm⁻³. Pour MoOₓ, des défauts de queue de conduction de type donneur avec concentration totale de 1 × 10¹⁴ cm⁻³.

Résultats et Discussion

La Figure 1a représente les photographies des films MoOₓ de 10 nm d'épaisseur sur verre de silice recuits dans 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 correspondants Figure 1b, on voit que le spectre de transmittance du film MoOₓ recuit à 100 °C chevauche presque celui du film non recuit. Des températures de recuit plus élevées résultent en une transmittance plus faible dans la gamme 600-1100 nm, ce qui pourrait être attribué à l'absorption par porteurs libres induite par les vacances d'oxygène. Des films MoOₓ plus épais (20 nm) sont déposés sur wafers Si polis pour mesurer l'indice de réfraction n et le coefficient d'extinction k plus précisément. L'indice de réfraction Figure 1c se situe dans la gamme 1,8-2,5, ce qui est cohérent avec d'autres études. Les courbes n ainsi que les courbes k (Figure 1d) ont peu de différence entre les quatre échantillons. Le n à 633 nm des films de 20 nm d'épaisseur diminue légèrement, ce qui est résumé Tableau 2.

Les morphologies de surface sont ensuite caractérisées par AFM comme montré Fichier additionnel 1 : Figure S1. La rugosité quadratique moyenne (RMS) correspondante est listée Tableau 2. Le film mince MoOₓ de 10 nm d'épaisseur tel que déposé (Fichier additionnel 1 : Figure S1a) a une rugosité RMS de 4,116 nm, ce qui est en accord avec la morphologie de surface ondulée. À mesure que la température de recuit augmente (Fichier additionnel 1 : Figure S1b-d), l'ondulation de surface du film MoOₓ devient plus grande, tandis que les structures caractéristiques deviennent plus petites et beaucoup plus denses, probablement en raison du processus de déhumidification. Après recuit à 300 °C, la rugosité RMS atteint 12,913 nm. Les films de 20 nm d'épaisseur sont moins rugueux avec RMS autour de 1 nm (Tableau 2). Le processus de déhumidification est aussi supprimé comme indiqué par les mesures RMS en fonction des traitements de recuit. L'évolution morphologique ci-dessus ne reflète pas entièrement les changements dans le film d'oxyle au niveau dispositif, où les films MoOₓ sont déposés sur Si et coiffés avec électrodes Ag, mais l'évolution morphologique peut nous donner les propriétés intrinsèques du MoOₓ sur surface SiO₂.

Le MoOₓ a une tendance naturelle à former des défauts de vacance d'oxygène, ce qui peut impacter la structure moléculaire. Afin d'identifier de telles variations de structure moléculaire liées aux vacances, des mesures de spectroscopie Raman sont effectuées sur MoOₓ(20 nm)/Si(<100>). Il n'y a pas de pics caractéristiques de MoOₓ dans les spectres Raman sous excitation lumière verte (532 nm) (Fichier additionnel 1 : Figure S2), ce qui est indépendant du traitement thermique. Lorsque l'excitation est changée à la lumière ultraviolette de 325 nm, des bandes caractéristiques de MoOₓ apparaissent, qui se situent généralement à 600-1000 cm⁻¹ (Figure 2). Le pic net de 515 cm⁻¹ dans tous les échantillons correspond à la liaison Si-Si. Pour les films MoOₓ intrinsèques et recuits à 100 °C, des bandes Raman sont présentes à 695, 850 et 965 cm⁻¹, qui proviennent des anions [Mo₇O₂₄]⁶⁻, [Mo₈O₂₆]⁴⁻ et des espèces dioxo (O=)₂Mo(–O–Si)₂ respectivement. Lorsque le film est recuit à 200 °C, la bande 965 cm⁻¹ se décale à 970 cm⁻¹, qui est assignée aux espèces dioxo Mo(=¹⁶O)₂. Le spectre Raman du film MoOₓ recuit à 300 °C exhibe des bandes à 695, 810 et 980 cm⁻¹. La bande à 810 cm⁻¹ provient de la liaison Si-O-Si, tandis que (O=)₂Mo(–O–Si)₂ contribue la bande à 980 cm⁻¹. Les résultats indiquent que le recuit à différentes températures affectera la composition chimique du film MoOₓ, ce qui peut indiquer la différence de concentration de vacances d'oxygène de chaque échantillon.

Le XPS est conduit sur films MoOₓ (10 nm) pour quantifier le contenu relatif de chaque état d'oxydation et les rapports atomiques oxygène/molybdène (O/Mo). Après soustraction du fond Shirley et ajustement par courbes gaussiennes-lorentziennes, une déconvolution multi-pics des spectres XPS est conduite. Le niveau de cœur Mo 3d est décomposé en deux pics doublets avec un dédoublement spin-orbite ΔBE 3,1 eV et un rapport de surface de pic de 3:2. Comme montré Figure 3, le pic de Mo⁶⁺ 3d₅/₂ se centre à ~ 233,3 eV énergie de liaison. Pour tous les échantillons, un second doublet à ~ 232,0 eV, noté Mo⁵⁺, est requis pour obtenir un bon ajustement aux données expérimentales. Le rapport O/Mo est calculé par la formule suivante : X = ½ · Σ[n·I(Moⁿ⁺)] / Σ[I(Moⁿ⁺)] où I(Moⁿ⁺) est les intensités de composants individuels des spectres Mo 3d. n relie à l'état de valence de l'ion Mo, i.e., 5 pour Mo⁵⁺ et 6 pour Mo⁶⁺. Le facteur ½ est dû à ce que chaque atome d'oxygène est partagé par deux atomes de molybdène.

Les rapports O/Mo de tous les échantillons listés Tableau 3 sont en dessous de 3. La perte d'oxygène et les transitions d'état d'oxydation ont été rapportées pendant le dépôt d'oxydes de métaux de transition. Puisque les mesures XPS sont ex-situ, l'exposition à l'air des films MoO₃ évaporés thermiquement à température ambiante pourrait aussi augmenter les vacances d'oxygène. Le rapport O/Mo du film MoOₓ non recuit est 2,958, tandis que le recuit post-déposition à 100 °C augmente la valeur à 2,964. Des températures de recuit plus élevées réduisent ensuite le rapport O/Mo graduellement. Le plus haut rapport O/Mo de l'échantillon recuit à 100 °C pourrait s'expliquer par l'oxygène activé thermiquement injecté de l'air vers le film MoOₓ. Le Fichier additionnel 1 : Figure S3 compare les spectres XPS Si 2p des films MoOₓ de 10 nm d'épaisseur recuits. Le spectre XPS Si 2p de l'échantillon non recuit montre des pics doubles d'éléments silicium et pic Si⁴⁺. Un pic Si²⁺ apparaît quand recuit à 100 °C. Quand recuit à 200 et 300 °C, des pics de Si⁴⁺, Si³⁺ et Si²⁺ existent simultanément. En outre, le X calculé dans SiOₓ pour les quatre échantillons sont 2, 1,715, 1,672 et 1,815 respectivement. Les atomes d'oxygène dans SiOₓ proviennent de MoOₓ ; par conséquent, le rapport O/Mo dépend de l'équilibre entre SiOₓ prenant l'oxygène et l'air injectant l'oxygène. Au passage, à mesure que la température de recuit augmente, le signal d'élément Si devient plus faible, indiquant des couches interfaciales SiOₓ plus épaisses.

Réduire l'état d'oxydation du cation d'un oxyde tend à diminuer sa fonction de travail. L'UPS est utilisée pour calculer la fonction de travail des films MoOₓ en fonction du traitement thermique. La Figure 4a montre la région de coupure des électrons secondaires des spectres UPS, à partir de laquelle une légère vibration de fonction de travail peut être vue. De la Figure 4b, on voit qu'après recuit à l'air post-déposition, les pics de défaut dans la zone de bande de valence deviennent plus faibles. Tableau 3 liste le rapport O/Mo évalué par ajustement XPS et la fonction de travail correspondante évaluée par coupure d'électrons secondaires UPS pour échantillons sur wafers Si polis. Les résultats de la fonction de travail et de la stœchiométrie du MoOₓ sont aussi représentés Figure 4c, où une forte corrélation positive est dévoilée. Une augmentation du rapport O/Mo de 2,942 à 2,964 entraîne une augmentation de la fonction de travail d'environ 0,06 eV.

Avant d'appliquer les films MoOₓ comme contacts de passivation sur wafers p-Si, des simulations de bande d'énergie unidimensionnelles sont conduites en utilisant AFORS-HET pour obtenir une image claire des hétérocontacts p-Si/MoOₓ. Les épaisseurs de p-Si et film MoOₓ sont fixées à 1 µm et 10 nm respectivement. La concentration d'accepteur de p-Si est 1 × 10¹⁶ cm⁻³, résultant en une fonction de travail de 4,97 eV. Puisque MoOₓ est un matériau de type n, la variation de concentration de vacances d'oxygène est simulée en changeant la concentration de donneurs dans la gamme 1 × 10¹⁶ cm⁻³ à 1 × 10²⁰ cm⁻³. La Figure 5a montre que la fonction de travail et la concentration de donneurs de MoOₓ sont exponentiellement corrélées. Figures 5c, d dépeignent la structure de bande simulée comme la concentration de donneurs (N_D) de MoOₓ est 1 × 10¹⁶ et 1 × 10²⁰ cm⁻³ respectivement. Les bandes de p-Si et MoOₓ sont toutes deux courbées en raison de la différence de fonction de travail et l'équilibre d'énergie de Fermi. L'extraction efficace de porteurs requiert que les trous photogénérés dans la bande de valence de p-Si se recombinent avec les électrons présentés dans la bande de conduction MoOₓ qui sont injectés de l'électrode métallique adjacente. La courbure de bande dans p-Si, MoOₓ et la courbure de bande totale sont montrées Figure 5b. À mesure que la fonction de travail du MoOₓ (WF_MO) change, il n'y a pas de changement évident dans la caractéristique de bande de p-Si. En contraste, la courbure de bande dans MoOₓ, qui représente un champ électrique interne favorable pour l'injection d'électrons, augmente à mesure que sa fonction de travail augmente. On peut conclure que l'augmentation de la fonction de travail du MoOₓ élèvera la courbure de bande totale du contact p-Si/MoOₓ, la plupart se trouvant dans la partie MoOₓ. Par conséquent, une haute fonction de travail du MoOₓ est désirée du point de vue de l'injection d'électrons à l'interface p-Si/MoOₓ.

La Figure 6 dépeint les caractéristiques I-V dans le noir des contacts p-Si/MoOₓ utilisant la méthode Cox et Strack (voir Fichier additionnel 1 : Figure S4 pour illustration schématique). La pente de la courbe I-V augmente avec l'augmentation du diamètre de l'électrode point. Les courbes I-V des échantillons non recuits et recuits à 100 °C sont linéaires, avec la résistivité de contact spécifique (ρ_c) ajustée à 0,32 et 0,24 Ω·cm² respectivement. Bien que le recuit à 100 °C rende la couche SiOₓ à l'interface p-Si/MoOₓ plus épaisse, la WF_MO est plus élevée que celle du film MoOₓ non recuit, donc l'échantillon correspondant montre la meilleure caractéristique de transport de trous. Les courbes I-V des échantillons recuits à 200 et 300 °C deviennent non-linéaires à petit diamètre de point et ne peuvent pas être considérées comme contact ohmique. Comparés aux échantillons recuits à 100 °C, les échantillons recuits à températures plus élevées possèdent des courants plus faibles. Comme la légère chute de fonction de travail, la raison principale serait que la température de recuit plus élevée cause une couche SiOₓ plus épaisse à l'interface p-Si/MoOₓ, rendant plus difficile pour les porteurs de tunneler à travers la barrière d'oxyde.

Les qualités de passivation des hétérojonctions MoOₓ(10 nm)/p-Si en fonction du traitement thermique sont caractérisées en termes de durée de vie effective des porteurs minoritaires (τ_eff). Les τ_eff dépendants du niveau d'injection sont montrés Fichier additionnel 1 : Figure S5, où les τ_eff à un niveau d'injection de 1 × 10¹⁵ cm⁻³ sont listés Tableau 3. Le film MoOₓ non recuit montre la meilleure capacité de passivation. Une température de traitement plus élevée mène à τ_eff plus faible, ce qui est le résultat combiné de la passivation chimique de la couche interfaciale SiOₓ et de la passivation par effet de champ du MoOₓ, car un X plus grand dans SiOₓ signifie moins de liaisons pendantes de silicium et un X plus grand dans MoOₓ signifie une intensité de champ électrique interne plus grande.

Les films MoOₓ sont ensuite adoptés dans la configuration p-Si/MoOₓ(10 nm)/Ag (Figure 7a) pour étudier l'influence des propriétés électroniques du MoOₓ sur la performance du dispositif. Les courbes courant-densité-tension sous lumière (J-V) sont montrées Figure 7b. Les caractéristiques J-V moyennes sont montrées Figures 7c-f. Les V_OC plus bas après recuit sont en ligne avec les τ_eff plus bas. Toutes les cellules, sauf celles avec MoOₓ recuit à 300 °C, partagent des J_SC similaires (~ 38,8 mA/cm²), ce qui signifie que la différence mineure dans l'indice optique du MoOₓ et la variation dans l'épaisseur de la couche interfaciale SiOₓ ont peu d'influence dans l'absorption optique effective du silicium bulk à grande longueur d'onde. Le meilleur PCE des cellules solaires avec films MoOₓ non recuits est 18,99 %, ce qui est similaire à notre rapport précédent. Un PCE de 19,19 % est atteint quand le recuit à 100 °C est appliqué. L'amélioration du PCE vient principalement du facteur de remplissage (FF) élevé avec résistance série réduite, ce qui est cohérent avec la faible résistance de contact Figure 6b. Le transport inefficace de trous mène à la diminution de FF, qui est proéminente sur les dispositifs avec recuit à 300 °C. Des températures de recuit plus élevées mènent à des PCE en baisse qui proviennent de V_OC réduit (passivation par effet de champ dégradée du MoOₓ) et FF (couche interfaciale SiOₓ plus épaisse réduit la probabilité de tunnel des porteurs). Comme les films minces MoOₓ sont coiffés avec électrodes Ag, la dégradation de performance pourrait être principalement originaire de la diffusion élémentaire induite par haute température à l'interface MoOₓ/Ag comme démontré dans le rapport précédent. La diffusion d'atomes Ag dans MoOₓ diminuera la fonction de travail du MoOₓ, car les niveaux de Fermi s'alignent à l'équilibre par le transfert d'électrons des métaux vers MoOₓ.

Globalement, la performance de la cellule solaire à hétérojonction p-Si/MoOₓ est affectée par la qualité de passivation, la fonction de travail et les propriétés de tunnel bande-à-bande du film MoOₓ sélectif aux trous. La performance de passivation de la structure présente est encore pauvre, menant à des V_OC relativement plus bas. Par conséquent, une passivation de surface efficace sera un focus de recherche pour les contacts sélectifs de porteurs non dopés.

Conclusions

En résumé, des films MoOₓ avec différentes concentrations de vacances d'oxygène ont été obtenus par recuit post-déposition à différentes températures. Le rapport atomique O/Mo des films MoOₓ est linéairement lié à leur fonction de travail. Comparé au film MoOₓ intrinsèque, celui recuit à 100 °C a obtenu moins de vacances d'oxygène et une fonction de travail plus élevée. La simulation de bande d'énergie montre que la courbure de bande du p-Si dans le contact p-Si/MoOₓ est essentiellement la même quand la fonction de travail du MoOₓ varie de 6,20 eV à 6,44 eV. Néanmoins, une fonction de travail plus grande produit une courbure de bande accrue dans le film MoOₓ. Les résultats expérimentaux indiquent que la fonction de travail modérément améliorée du MoOₓ recuit à 100 °C est favorable pour la sélectivité aux trous. La cellule solaire correspondante avec contact arrière complet p-Si/MoOₓ/Ag optimisé a atteint un PCE de 19,19 %.