Células traseras y emisor de pirámide invertida de silicio de alta eficiencia

Resumen

El texturizado de la superficie es una de las técnicas más importantes para mejorar el rendimiento de los dispositivos fotovoltaicos (PV). Como textura frontal atractiva, la pirámide invertida (IP) ha atraído muchos intereses de investigación debido a su efecto antirreflectante superior y sus características estructurales. En este artículo, preparamos estructuras IP de silicio (Si) de alta uniformidad en una oblea de silicio monocristalino comercial con un tamaño estándar de 156 × 156 mm ² empleando la técnica de grabado químico asistido por metales (MACE) y grabado anisotrópico alcalino. Combinando las texturas de las IPs frontales con la pasivación de la superficie posterior de Al ₂ O ₃ / SiN _x , fabricamos un nuevo emisor pasivado y una celda trasera (PERC) de Si IP. Beneficiándonos de la superioridad óptica de las IP optimizadas y la mejora del rendimiento eléctrico del dispositivo, logramos una alta eficiencia del 21,4% del PERC basado en IP Si, que es comparable con la eficiencia promedio de las células solares PERC comerciales. La morfología optimizada de las texturas IP es la clave para la mejora de la corriente de cortocircuito I _sc de 9,51 A a 9,63 A; mientras tanto, apila simultáneamente SiO ₂ / SiN _x pasivación para el Si n ⁺ basado en IP emisor y pila Al ₂ O ₃ / SiN _x la pasivación de la superficie trasera garantiza un alto voltaje en circuito abierto V _oc de 0,677 V. El logro de este dispositivo fotovoltaico de alto rendimiento demuestra una técnica de texturizado competitiva y una perspectiva prometedora para la producción en masa de PERC basado en Si IP.

Introducción

La mejora de la eficiencia es el tema eterno de la industria de las células solares, que se centra principalmente en dos aspectos:el rendimiento óptico y el rendimiento eléctrico. La técnica de texturado frontal es importante para impulsar el rendimiento óptico del dispositivo. La pirámide invertida (IP) como una atractiva estructura que atrapa la luz ha atraído una atención considerable debido a su efecto antirreflectante superior y sus características estructurales [1, 2, 3, 4, 5, 6, 7]. Para ser específicos, la luz de longitud de onda corta entrante en el silicio (Si) IP experimenta tres o más rebotes antes de ser reflejada, poseyendo uno o más rebotes que en las pirámides verticales tradicionales [7,8,9]. Mientras tanto, este Si estructurado en forma de pirámide invertida evitará graves pérdidas por recombinación que enfrenta el Si negro nanoestructurado [10,11,12,13,14,15,16] debido a su característica estructural grande y abierta.

Empleando texturas de pirámide invertida de litografía en la superficie frontal y SiO ₂ pasivación de la superficie trasera, el grupo de Green [17] ha fabricado con éxito un emisor pasivado con una eficiencia del 25,0% y una célula solar de difusión local trasera (PERL) con un área de 4 cm ² . Sin embargo, la técnica de la litografía no es adecuada para la producción en masa debido a su costo, baja capacidad de producción e incompatibilidad. Recientemente, muchos intereses de investigación giran hacia las pirámides invertidas de gran área de grabado químico asistido por metal (MACE), ya que la técnica MACE es simple, de bajo costo, de gran área y compatible con la línea de producción actual [14, 18, 19, 20,21]. Por ejemplo, Jiang et al. [7] han informado de una nanoestructura de pirámides invertidas preparada por el proceso MACE seguido de un tratamiento de solución de reconstrucción posterior a la nanoestructura y la eficiencia de conversión de células solares de silicio multicristalino (mc-Si) basadas en IP en un gran tamaño de 156 × 156 mm ² las obleas alcanzaron hasta el 18,62%. Utilizando nanopartículas de Cu para catalizar el grabado químico de Si, Yang et al. [8] han logrado un 18,87% de células solares de Si con estructura IP y una gran superficie. Zhang y col. [9] han fabricado células solares sc-Si con microestructura IP mediante texturización alcalina modulada combinada con un método MACE optimizado y han logrado un dispositivo con textura IP de 1 μm de tamaño 20,19% eficiente con un área grande. Hasta ahora, el rendimiento de la celda solar Si IP con un área grande aún no está satisfecho con la uniformidad de la morfología IP en el área grande, el control del tamaño de la característica IP y la pasivación del dispositivo. Como resultado, se espera que las texturas Si IP optimizadas en la parte frontal junto con la pasivación posterior mejoren aún más el rendimiento de la celda.

En este artículo, fabricamos con éxito células traseras y emisoras pasivadas (PERC) basadas en IP de Si con una eficiencia del 21,4% con un tamaño de oblea solar estándar de 156 × 156 mm ² combinando las texturas IP MACE optimizadas frontales con la pila simultánea SiO ₂ / SiN _x pasivación para el Si n ⁺ basado en IP emisor y pila Al ₂ O ₃ / SiN _x pasivación para la superficie trasera. La clave del alto rendimiento radica en la superioridad óptica de las texturas IP y la reducción de pérdidas eléctricas mediante la pasivación simultánea de Si IP n ⁺ emisor y superficie trasera. Esta novedosa estructura y técnica de dispositivo PERC basado en IP de Si muestra un gran potencial en la producción en masa de células solares basadas en silicio de alta eficiencia.

Métodos

La estructura del dispositivo de la PERC basada en IP de Si está diseñada de la siguiente manera:(i) La PERC basada en IP de Si n ⁺ el emisor está pasivado por la pila SiO ₂ / SiN _x (PECVD) como se muestra en la Fig. 1a. Las estructuras de Si IP tienen un buen efecto antirreflectante de longitud de onda corta debido a más oportunidades de tres o más rebotes; mientras tanto, la pila SiO ₂ / SiN _x La capa proporciona una reflectancia aún más reducida y un excelente efecto de pasivación para los Si IPs n ⁺ emisor. (ii) El reflector trasero está compuesto por una pila Al ₂ O ₃ (ALD) / SiN _x (PECVD) y Al serigrafiado como se muestra en la Fig. 1a. Las capas dieléctricas apiladas están diseñadas para optimizar las propiedades ópticas de la longitud de onda larga aumentando la reflectancia trasera interna mientras se mantiene un buen efecto de pasivación eléctrica, que se atribuye a la pasivación por efecto de campo de las cargas negativas fijas en Al ₂ O ₃ capa y pasivación química de átomos de hidrógeno en SiN _x película. En una palabra, las propiedades ópticas y eléctricas de este diseño se consideran simultáneamente para garantizar un alto rendimiento de PERC basado en IP de Si.

Diseño y proceso del PERC basado en IP Si. un Diagrama tridimensional de PERC basado en IP de Si. b Flujo de proceso del PERC basado en IP de Si

Como sustratos se utilizaron obleas comerciales de tipo p dopadas con boro (1-3 Ω · cm), orientadas a silicio cristalino (c-Si), de 180 μm de espesor, 156 mm × 156 mm (100). Después del proceso de limpieza estándar, se prepararon texturas piramidales invertidas en la superficie de las obleas de Si de la siguiente manera:(1) Las obleas de Si limpias se sumergieron en las soluciones mezcladas de AgNO ₃ (0,0001 M) / HF (4 M) / H ₂ O ₂ (1 M) durante 300 s, resultando en Si poroso. (2) Se grabaron obleas de Si con Si poroso en un NH ₄ OH:H ₂ O ₂ :H ₂ O =soluciones 1:1:6 (volumen) durante 200 s para eliminar las nanopartículas de Ag residuales. (3) Las obleas con Si poroso se modificaron en un HNO ₃ :H ₂ O:HF =4:2:1 (volumen) solución para preparar nanoagujeros. (4) Se fabricaron texturas de pirámides invertidas en la superficie de la oblea de Si mediante grabado anisotrópico de soluciones de NaOH a 60 ° C durante 30, 60 y 90 s, respectivamente.

POCl ₃ se difunde durante 40 min a 800 ° C en el horno de tubo de cuarzo y luego n ⁺ formas de emisor en el frente de la oblea (M5111-4WL / UM, CETC 48th Research Institute). La resistencia laminar de Si IP basado en n ⁺ el emisor es 105-110 Ω · sq ⁻¹ . El emisor selectivo se fabricó en la superficie frontal de la oblea mediante dopaje con láser (DR-SE-DY70, DR Laser). Después de pulir la superficie trasera, SiO ₂ Las películas de pasivación se prepararon mediante oxidación térmica en la parte frontal de las obleas de silicio. El Al ₂ O ₃ Las capas de pasivación se depositaron en la superficie posterior de la oblea mediante ALD (PEALD-156, HUGUANG Scientific Instruments de Beijing) durante 30 min a 150 ° C. El PECVD-SiN _x capas se formaron por la reacción de NH ₄ / SiH ₄ (SC-TD-450C). Posteriormente, las capas de pasivación de la pila posterior de la oblea basada en Si IP se sometieron a ablación local mediante un láser de longitud de onda de 532 nm y longitud de pulso de 10 ps (DR-AL-Y60, DR Laser), para formar el ancho de 50 μm y Aberturas de línea local con paso de 1 mm. Finalmente, el PERC basado en Si IP se sometió al proceso de serigrafía comercial (PV1200, DEK) y co-combustión (Serie CF, Despatch), para formar bien contactos óhmicos y BSF locales.

Las morfologías y estructuras de las muestras se caracterizaron con un microscopio electrónico de barrido JEOL JSM-6390LA. La vida útil de los portadores minoritarios se midió utilizando un Sinton WCT-120. Los espectros de absorción se determinaron mediante FTIR (Tensor 27, BRUKER). La curva C-V se mide con un analizador de impedancia (E4900A, KEYSIGHT). Las fotos de fotoluminiscencia y electroluminiscencia se tomaron mediante un sistema de análisis de imágenes PL / EL (LIS-R2, BTimaging). Los espectros de reflectancia, así como los IQEs y EQEs, se midieron en la plataforma de medición de eficiencia cuántica (QEX10, PV Measurements). Los parámetros eléctricos de las células solares se investigaron mediante la medición de corriente-voltaje (I – V) bajo la iluminación de AM1.5 (Crown Tech IVTest Station 2000). La eficiencia de la celda se midió utilizando un probador de celda única BERGER Lichttechnik.

Resultados y discusión

La Figura 2a-e muestra las imágenes SEM de vista superior de los diferentes pasos del proceso para el texturizado de la superficie del silicio. La Figura 2a muestra el Si poroso de 50-80 nm en la superficie de la oblea de Si grabado por el método MACE en las soluciones mixtas de AgNO ₃ / HF / H ₂ O ₂ . Posteriormente, el Si poroso se modifica mediante el grabado isotrópico en las soluciones acuosas mixtas que contienen HF / HNO ₃ y resultan estructuras de nanoagujeros con un diámetro de 800 nm como se muestra en la Fig. 2b. Finalmente, las pirámides invertidas (IP) de micrones con diferentes tamaños (Fig. 2c-e) se obtienen mediante hidróxido de sodio en solución acuosa a 60 ° C durante 30, 60 y 90 s, respectivamente. De la Fig. 2c-e, podemos ver que después del tratamiento con álcali, los tamaños de estructura de IP para tres tiempos de grabado de 30, 60 y 90 s son ~ 1, 1.3 y 1.8 μm, respectivamente, lo que significa un tamaño creciente de IP con el aumento del tiempo de tratamiento con álcali. Además, notamos que las PI tienden a colapsar y transitar para ser las pirámides verticales con el aumento del tiempo de grabado. Como se sabe, las pirámides invertidas tienen la ventaja de atrapar la luz sobre las verticales porque la luz experimentará uno o dos rebotes adicionales en las pirámides invertidas que en las pirámides verticales. Por lo tanto, las estructuras con un tiempo de grabado más corto son adecuadas para las texturas que atrapan la luz de los dispositivos fotovoltaicos debido a la ventaja de la antirreflejo de longitud de onda corta. La Figura 2f son las fotos comparadas para diferentes estructuras de superficie correspondientes a las Fig. 2a-e.

Morfología de las estructuras piramidales invertidas de Si preparadas (Si IPs-strus). un Imagen SEM de silicio poroso obtenida por MACE. b Imagen SEM de nanoagujeros mediante las siguientes modificaciones en HF / HNO ₃ soluciones mixtas. c - e Imágenes SEM de pirámides invertidas (sección transversal en recuadro) por grabado en solución acuosa de NaOH a 60 ° C durante 30, 60 y 90 s, respectivamente. f Fotos comparadas para diferentes estructuras de superficie correspondientes a a - e

Ahora pasamos a las propiedades ópticas de Si IP-strus. A partir de la reflectancia en todo el rango de longitud de onda de 300-1100 nm (Fig. 3a), observamos que el Si poroso tiene una baja reflexión debido al excelente rendimiento de captura de luz de las nanoestructuras [22,23,24]. Para las estructuras de nanoagujeros, la reflectancia en todo el rango de longitud de onda tiene un aumento obvio, que se atribuye a la disminución de la densidad y al aumento del tamaño de característica de los nanoagujeros. Después del tratamiento con NaOH durante 30 s, beneficiándose de 3 a 4 rebotes entre los planos (111) del IP, las estructuras de IP muestran una menor reflexión en el rango de longitud de onda de 300 a 1100 nm, especialmente en el rango de longitud de onda corta de 300 a 500 nm. . Con el aumento del tiempo de grabado con álcali, los IP se vuelven más grandes y tienden a ser las pirámides verticales, lo que resulta en una reflectancia creciente. Cuando todas las muestras se cubrieron con la misma pila de SiO ₂ / SiN _x recubrimiento, la reflectancia cae bruscamente en más del 10%, lo que se atribuye a la reflectancia combinada de la interferencia óptica de la pila SiO ₂ / SiN _x películas delgadas y las estructuras superficiales. En este caso, los espectros de reflexión de muestras de diferentes procesos son principalmente diferentes en el rango de longitud de onda de 300 a 600 nm, lo cual es causado por la diferencia de tamaño de característica de las IP. En particular, Si IP-strus cubierto por la pila SiO ₂ / SiN _x Las capas muestran una mejor capacidad antirreflectante de longitud de onda corta que las demás, lo que indica las excelentes eficiencias cuánticas externas (EQE) en el rango de longitud de onda corta.

Propiedades ópticas del Si IP-strus preparado. un La reflectancia medida de diferentes morfologías superficiales y b la reflectancia media solar R _ave en el rango de longitud de onda de 300-1100 nm

Además, calculamos la reflectividad solar media R _ave (ver Fig. 3b) en el rango de longitud de onda de 300–1100 nm y compare la reflectividad de Si IP-strus con otras estructuras correspondientes a diferentes procesos intermedios que se muestran en la Fig. 2a – c. R _ave se puede calcular mediante la expresión de

$$ R \ mathrm {ave} =\ frac {\ int_ {300 \ \ mathrm {nm}} ^ {1100 \ \ mathrm {nm}} \ mathrm {R} \ left (\ uplambda \ right) \ ast \ mathrm {S} \ left (\ uplambda \ right) \ ast \ mathrm {d} \ uplambda} {\ int_ {300 \ \ mathrm {nm}} ^ {1100 \ \ mathrm {nm}} \ mathrm {S} \ left (\ uplambda \ right) \ ast \ mathrm {d} \ uplambda} $$ (1)

donde R ( λ ) y S ( λ ) denotan la reflectancia medida y la distribución espectral de fotones solares AM1.5, respectivamente. Como se muestra en la Fig. 3b, la R _ave s de Si poroso, nanoagujeros, IP e IP con SiO ₂ / SiN _x revestimiento son 8.22, 17.96, 15.18 (grupo 1-30 s) /17.35% (grupo 2-60 s) /20.3% (grupo 3-90 s) y 3.91% (grupo 1-30 s) /4.48% (grupo 2-60 s) /5.60% (grupo 3-90 s), respectivamente. La R _ave s muestran que los IP-strus tienen una mejor capacidad antirreflectante que los nanoagujeros y muestran una tendencia a la baja con el aumento del tamaño de la característica. Cuando IP-Strus están recubiertos por la pila SiO ₂ / SiN _x capas, la R más baja _ave es del 3,91%, lo que revela una estructura de captura de luz ideal para el dispositivo fotovoltaico.

La pila SiO ₂ (~ 2 nm) / SiN _x (~ 75 nm) pasivación para el Si IP n ⁺ El emisor es una forma eficaz de lograr un buen rendimiento eléctrico de PERC basado en IP y su efecto de pasivación [1] y su mecanismo se han estudiado sistemáticamente en nuestro trabajo anterior [14]. Para mostrar la superioridad eléctrica de la pila Al ₂ O ₃ / SiN _x capas de pasivación en la parte posterior de nuestro dispositivo, investigamos la influencia de las diferentes condiciones de recocido y remojo de luz en la vida útil efectiva del portador minoritario ( τ _ef ) con respecto al nivel de inyección ( Δn ), como se muestra en la Fig. 4a. Observe que las obleas de Si pulidas tienen una vida útil de portadora minoritaria a granel de ~ 350 μs, y la pila Al ₂ O ₃ / SiN _x Las capas se depositan simétricamente en ambos lados de las obleas de Si pulido. El espesor del interior Al ₂ O ₃ y el exterior SiN _x La capa se estima en ~ 3 y ~ 125 nm, respectivamente. Se realizan dos condiciones de recocido en la atmósfera de aire:300 ° C y 800 ° C durante 15 min. Luego, las obleas se iluminan a 25 ° C bajo la lámpara halógena de rango de onda completa con una intensidad de potencia de 50 mW cm ⁻² durante 100 s. Como puede verse en la Fig. 4a, los 48 μs τ _ef (300 ° C) y 126 μs τ _ef (800 ° C) después del recocido son mucho más altos que los 22 μs τ _ef del Al ₂ depositado O ₃ / SiN _x muestras pasivadas al nivel de inyección de 1,2 × 10 ¹⁵ cm ⁻³ .

un τ _ef con respecto al nivel de inyección Δn a diferentes temperaturas de recocido para Al ₂ O ₃ / SiN _x obleas pasivadas. La línea discontinua indica un nivel de inyección de sol. b Los espectros FTIR de las muestras. c C – V curvas para el Au / Al ₂ O ₃ -SiN _x / Estructura de Si. d Fotografías de fotoluminiscencia y electroluminiscencia de dispositivos

Es importante destacar que la vida útil de la minoría efectiva de las muestras recocidas después de 100 s de iluminación es de 230 μs y 150 μs, respectivamente, mucho más alta que 126 μs y 48 μs antes de la iluminación, lo que demuestra una pasivación superficial de c-Si mejorada con luz muy clara de Al ₂ O ₃ / SiN _x capas. El efecto de captura de carga durante el remojo de luz [25,26,27,28] podría ser uno de los principales mecanismos para la pasivación de la superficie de c-Si mejorada por la luz de Al ₂ O ₃ / SiN _x Película (s. Como Al ₂ O ₃ Se informa que las películas tienen una densidad de carga fija negativa [29,30,31,32], es probable que algunos de los electrones en exceso generados por la luz sean inyectados o tunelizados en estados de trampa en el interior Al ₂ O ₃ película, lo que resulta en un mayor nivel de pasivación de efecto de campo. Curiosamente, el efecto de pasivación mejorado por la luz a 300 ° C de recocido es mejor que a 800 ° C, lo que significa que el empapado de luz a una temperatura más baja de recocido es una forma más eficaz de aplicar un dispositivo fotovoltaico.

Para estudiar el efecto del proceso de recocido sobre la modificación de la superficie, comparamos los espectros de absorción espectroscópicos infrarrojos por transformada de Fourier (FTIR) de las muestras recocidas con el de la muestra como deposición. La Figura 4b manifiesta que los enlaces Si – N, Si – O, Si – H y N – H corresponden a los picos de absorción de estiramiento en los números de onda de ~ 840, 1070, 2200 y 3340 cm ^-1 , respectivamente. Vemos que las densidades de los enlaces Si – N y Si – O muestran un aumento obvio después del recocido; mientras tanto, la densidad de los enlaces Si-H aumenta ligeramente. Los aumentos de la densidad de enlaces Si-O y Si-H implican la disminución de los enlaces colgantes en la interfaz de Si / SiO ₂ , lo que se traduce en un mejor efecto de pasivación [33]. Además, el proceso de recocido promueve la densidad de los enlaces Si-N, lo que indica una estructura más densa que puede prevenir eficazmente que la difusión de H entre al medio ambiente en lugar de a la masa de Si. Sin embargo, para temperaturas de recocido excesivamente altas, el H en los grupos Si – H y N – H pueden escapar del Si a granel y las capas dieléctricas al medio ambiente, lo que provoca la disminución del efecto de pasivación. El resultado de FTIR es consistente con el de la vida efectiva de la minoría.

Para comprender mejor la diferencia del mecanismo de pasivación entre el recocido térmico y el tratamiento de remojo de luz, analizamos la densidad de cargas fijas ( N _f ) y la densidad de las trampas de interfaz ( N _eso ) en la interfaz de Si y Al ₂ O ₃ (ALD) / SiN _x (PECVD) apilar capas mediante el uso de capacitancia-voltaje ( C-V ) mediciones de un modelo riguroso de semiconductor de óxido de metal (MOS).

N _f se puede obtener de la siguiente ecuación:

$$ {\ mathrm {N}} _ {\ mathrm {f}} =\ frac {{\ mathrm {Q}} _ {\ mathrm {f}}} {\ mathrm {S} \ times \ mathrm {e} } =\ frac {{\ mathrm {C}} _ {\ mathrm {OX}} \ veces \ left ({\ mathrm {V}} _ {\ mathrm {MS}} - {\ mathrm {V}} _ { \ mathrm {FB}} \ right)} {\ mathrm {S} \ times \ mathrm {e}} $$ (2)

donde la siguiente expresión puede calcular V _FB

$$ {V} _ {\ mathrm {FB}} ={V} _ {\ mathrm {MS}} - \ frac {Q_f} {C _ {\ mathrm {OX}}} $$ (3)

Tenga en cuenta que S es el área del electrodo metálico, e es carga electrónica, C _OX es la capacitancia de la capa de película dieléctrica, V _MS es la diferencia de la función de trabajo entre el electrodo metálico y el tipo p Si, y V _FB es voltaje de banda plana.

Usando el método de Lehovec [34], podemos obtener N _eso desde el C-V curva:

$$ {\ mathrm {N}} _ {\ mathrm {it}} =\ frac {\ left ({\ mathrm {C}} _ {\ mathrm {OX}} - {\ mathrm {C}} _ {\ mathrm {FB}} \ right) {\ mathrm {C}} _ {\ mathrm {FB}}} {3 {\ left (\ updelta \ mathrm {C} / \ updelta \ mathrm {V} \ right)} _ {\ mathrm {FB}} \ mathrm {ekTS}} - \ frac {{\ mathrm {C}} _ {\ mathrm {OX}} ^ 2} {\ left ({\ mathrm {C}} _ {\ mathrm {OX}} - {\ mathrm {C}} _ {\ mathrm {FB}} \ right) \ mathrm {S} {\ mathrm {e}} ^ 2} $$ (4)

donde ( δC / δV ) _FB es la banda casi plana de la pendiente y se toma como valor absoluto. C _FB , e y k son capacitancia de la estructura MOS en una banda plana, carga electrónica y constante de Boltzmann, respectivamente.

Puede verse en la Fig. 4c que el C-V medido curva del Al ₂ O ₃ / SiN _x las capas de la pila muestran una región de acumulación obvia, una región de agotamiento y una región de inversión. Según el C-V curvas y Eq. (2-4), obtenemos las propiedades de interfaz de las estructuras MOS preparadas, como se muestra en la Tabla 1.

Las densidades de carga negativa fija muestran un aumento significativo en un orden de magnitud después del recocido térmico, mientras que las densidades de los estados interfaciales disminuyen significativamente, lo que indica que el recocido mejoró la pasivación química y la pasivación por efecto de campo de las películas dieléctricas. Con un tratamiento adicional de remojo de luz, las densidades de los estados interfaciales se mantienen al mismo nivel, mientras que las densidades de cargas negativas fijas aumentan aún más. Como se mencionó anteriormente, es probable que algunos de los electrones en exceso generados por la luz sean inyectados o tunelizados en estados de trampa en el interior Al ₂ O ₃ película, lo que significa que un ligero remojo puede mejorar la pasivación por efecto de campo de la película dieléctrica. Aunque el valor de N _eso es alto, la muestra por recocido de 300 ° C y 100 s de remojo de luz tiene el valor más alto de τ _ef de 230 μs debido al valor más alto de N _f de - 2,87 × 10 ¹² cm ⁻² , lo que significa que la pasivación por efecto de campo tiene una ventaja sobre la pasivación química en este caso.

La Figura 4d muestra las fotos de fotoluminiscencia y electroluminiscencia de células solares IP de 1, 1,3 y 1,8 μm con el mismo proceso de pasivación. El brillo de los tres grupos de fotos tanto para la fotoluminiscencia como para la electroluminiscencia se mantiene básicamente en el mismo nivel, lo que significa que los tres grupos de dispositivos de células solares funcionan igualmente bien en la pasivación de defectos. Es decir, el proceso de pasivación determina el rendimiento eléctrico de la célula solar en lugar del tamaño de la característica de las IP, que será confirmado por los siguientes parámetros de salida de las células solares fabricadas.

Basado en el excelente rendimiento óptico y eléctrico del SiO ₂ simultáneo / SiN _x capas de pila pasivadas frente Si basado en IP n ⁺ emisor y Al ₂ O ₃ / SiN _x Apilamiento de capas de reflector trasero pasivado, fabricamos el PERC basado en Si IPs.

La Figura 5a muestra las eficiencias cuánticas internas (IQE) y los reflejos de la superficie frontal de los PERC basados en Si IP fabricados. Podemos observar que el dispositivo basado en IP de grabado alcalino de 30 s (grupo 1-30 s) muestra la reflectancia más baja en la longitud de onda corta de 300-600 nm debido a su tamaño de característica más pequeño de IP. Es importante destacar que el grupo 1-30 s tiene los IQE más altos en este rango de longitud de onda y, por lo tanto, produce las eficiencias cuánticas externas más altas (EQE) como se muestra en la figura 5b. Además, los dispositivos fabricados muestran casi los mismos EQEs en el rango de longitud de onda larga debido al mismo nivel de reflectancia e IQEs en este rango. Por lo tanto, el grupo 1-30 s con un tamaño de función más pequeño posee un mejor rendimiento de salida que los otros dos grupos, lo que se confirma aún más con el I-V y P-V curvas de dispositivos (ver Fig. 5c). La figura 5d muestra el η de nuestro dispositivo campeón alcanzó el 21,41%, así como el V _oc de 0,677 V, I _sc de 9,63 A y FF de 80,30%. Según nuestro conocimiento, es el η más alto entre las células solares basadas en MACE-IP. El recuadro de la Fig. 5d es una fotografía de la superficie delantera y trasera del dispositivo de campeón.

PERC basado en IP Si de alto rendimiento. un El IQE y la reflectancia del PREC basado en Si IP con diferentes tiempos de grabado alcalino. b El EQE del PERC basado en Si IP con diferente tiempo de grabado alcalino. c El I – V y P-V curva del PERC basado en Si IP con diferente tiempo de grabado alcalino. d I – V y P-V curva del dispositivo campeón

Además, la Tabla 2 muestra los parámetros detallados de los dispositivos fabricados. Obviamente, el I promedio _sc (9.63 A) del dispositivo del grupo 30 s es más alto que el de los otros dos grupos, lo que radica en su mejor capacidad antirreflectante de la superficie frontal como se mencionó anteriormente. La diferencia de I _sc s determina principalmente el rendimiento de salida de los dispositivos. Además, el FF más alto y la menor resistencia en serie R _s garantiza el mayor η del grupo 30 s. Vale la pena señalar que todos los V promedio _oc s de los PERC basados en IP de Si están en el rango de 674 a 676 mV, lo que demuestra que la misma pasivación excelente para la superficie delantera y trasera de todos los grupos. Finalmente, beneficiándonos de la ganancia de rendimiento óptico y eléctrico, hemos logrado con éxito el η más alto del 21,4% de la célula solar PERC basada en Si IP.

Conclusiones

En conclusión, optimizamos las morfologías de las estructuras MACE Si IPs y fabricamos la novedosa célula solar PERC basada en Si IPs con un tamaño estándar de 156 × 156 mm ² combinando la pila SiO ₂ / SiN _x capas de texturas IP recubiertas con la pila Al ₂ O ₃ / SiN _x pasivación de la superficie trasera. Las propiedades ópticas muestran que el promedio solar R _ave de texturas IP recubiertas por la pila SiO ₂ / SiN _x Las capas pueden ser de hasta 3,91%, lo que revela a los IP una estructura ideal de captura de luz para dispositivos fotovoltaicos. Además, el análisis eléctrico muestra que la superficie posterior pulida pasivada por la pila Al ₂ O ₃ / SiN _x capas poseen muy alto τ _ef de 230 μs debido al tratamiento térmico y de remojo de luz, lo que demuestra una pasivación superficial de c-Si bien mejorada por la luz de Al ₂ O ₃ / SiN _x capas. Las mediciones de FTIR proporcionan una explicación más detallada de la alta τ _ef s de la superficie trasera pasivados por la pila Al ₂ O ₃ / SiN _x capas. Es importante destacar que una alta densidad de carga fija N _f de - 2,87 × 10 ¹² cm ⁻² se obtiene mediante las mediciones C-V, que revela una fuerte pasivación por efecto de campo de Al ₂ O ₃ / SiN _x capas. Finalmente, beneficiándose del excelente rendimiento óptico y eléctrico en el frente Si basado en IP n ⁺ emisor y reflector trasero, logramos el η más alto de 21,4%, así como V _oc de 0,677 V, I _sc de 9,63 A y FF de 80,30%. El logro de PERC basado en IP de Si de alta eficiencia proporciona a los IP una forma efectiva de producción en masa de células solares de alta eficiencia basadas en Si.

Disponibilidad de datos y materiales

Los conjuntos de datos que respaldan las conclusiones de este artículo se incluyen dentro del artículo.

Abreviaturas

PV:: Fotovoltaica
IP:: Pirámide invertida
Si:: Silicio
MACE:: Grabado químico asistido por metales
PERC:: Emisor pasivado y celda trasera
PERL:: Emisor pasivado y célula solar trasera de difusión local
c-Si:: Silicio cristalino
mc-Si:: Silicio multicristalino
PECVD:: Deposición de vapor químico mejorada con plasma
ALD:: Deposición de la capa atómica
Si IP-strus:: Estructuras piramidales invertidas de silicio
R _ave :: Reflectancia promediada
EQE:: eficiencia cuántica externa
τ _ef :: La vida útil efectiva del portador minoritario
Δn :: El nivel de inyección
FTIR:: Espectroscópico infrarrojo por transformada de Fourier
N _f :: Densidad de cargas fijas
N _eso :: Densidad de trampas de interfaz
C-V :: Capacitancia-voltaje
IQE:: Eficiencia cuántica interna
V _oc :: Voltaje de circuito abierto
I _sc :: Corriente de cortocircuito
FF:: Factor de relleno
R _s :: Resistencia en serie

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