[go: up one dir, main page]

CN101828266B - Ⅳ族纳米颗粒结以及由其构成的设备 - Google Patents

Ⅳ族纳米颗粒结以及由其构成的设备 Download PDF

Info

Publication number
CN101828266B
CN101828266B CN2008801109803A CN200880110980A CN101828266B CN 101828266 B CN101828266 B CN 101828266B CN 2008801109803 A CN2008801109803 A CN 2008801109803A CN 200880110980 A CN200880110980 A CN 200880110980A CN 101828266 B CN101828266 B CN 101828266B
Authority
CN
China
Prior art keywords
dopant
equipment
family
nano particle
fusion
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN2008801109803A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101828266A (zh
Inventor
马尔科姆·阿博特
马克西姆·克尔曼
弗朗切斯科·莱米
安德烈亚斯·迈泽尔
德米特里·波普拉夫斯基
梅森·特里
卡雷尔·凡赫斯登
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Sun paster Co.,Ltd.
Original Assignee
Innovalight Inc
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Innovalight Inc filed Critical Innovalight Inc
Publication of CN101828266A publication Critical patent/CN101828266A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101828266B publication Critical patent/CN101828266B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10F—INORGANIC SEMICONDUCTOR DEVICES SENSITIVE TO INFRARED RADIATION, LIGHT, ELECTROMAGNETIC RADIATION OF SHORTER WAVELENGTH OR CORPUSCULAR RADIATION
    • H10F77/00—Constructional details of devices covered by this subclass
    • H10F77/10—Semiconductor bodies
    • H10F77/14—Shape of semiconductor bodies; Shapes, relative sizes or dispositions of semiconductor regions within semiconductor bodies
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10F—INORGANIC SEMICONDUCTOR DEVICES SENSITIVE TO INFRARED RADIATION, LIGHT, ELECTROMAGNETIC RADIATION OF SHORTER WAVELENGTH OR CORPUSCULAR RADIATION
    • H10F10/00—Individual photovoltaic cells, e.g. solar cells
    • H10F10/10—Individual photovoltaic cells, e.g. solar cells having potential barriers
    • H10F10/11—Photovoltaic cells having point contact potential barriers
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10F—INORGANIC SEMICONDUCTOR DEVICES SENSITIVE TO INFRARED RADIATION, LIGHT, ELECTROMAGNETIC RADIATION OF SHORTER WAVELENGTH OR CORPUSCULAR RADIATION
    • H10F10/00—Individual photovoltaic cells, e.g. solar cells
    • H10F10/10—Individual photovoltaic cells, e.g. solar cells having potential barriers
    • H10F10/14—Photovoltaic cells having only PN homojunction potential barriers
    • H10F10/146—Back-junction photovoltaic cells, e.g. having interdigitated base-emitter regions on the back side
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10F—INORGANIC SEMICONDUCTOR DEVICES SENSITIVE TO INFRARED RADIATION, LIGHT, ELECTROMAGNETIC RADIATION OF SHORTER WAVELENGTH OR CORPUSCULAR RADIATION
    • H10F71/00—Manufacture or treatment of devices covered by this subclass
    • H10F71/121—The active layers comprising only Group IV materials
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10F—INORGANIC SEMICONDUCTOR DEVICES SENSITIVE TO INFRARED RADIATION, LIGHT, ELECTROMAGNETIC RADIATION OF SHORTER WAVELENGTH OR CORPUSCULAR RADIATION
    • H10F77/00—Constructional details of devices covered by this subclass
    • H10F77/40—Optical elements or arrangements
    • H10F77/42—Optical elements or arrangements directly associated or integrated with photovoltaic cells, e.g. light-reflecting means or light-concentrating means
    • H10F77/48—Back surface reflectors [BSR]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E10/00—Energy generation through renewable energy sources
    • Y02E10/50—Photovoltaic [PV] energy
    • Y02E10/52—PV systems with concentrators
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E10/00—Energy generation through renewable energy sources
    • Y02E10/50—Photovoltaic [PV] energy
    • Y02E10/547—Monocrystalline silicon PV cells
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P70/00—Climate change mitigation technologies in the production process for final industrial or consumer products
    • Y02P70/50—Manufacturing or production processes characterised by the final manufactured product

Landscapes

  • Photovoltaic Devices (AREA)

Abstract

在此披露一种用于从太阳辐射发电的设备。所述设备包括掺杂有第一掺杂剂的晶片，所述晶片包括前侧和背侧，其中所述前侧被配置为暴露于太阳辐射。所述设备还包括所沉积在所述前侧上熔融的Ⅳ族纳米颗粒薄膜，其中所述纳米颗粒薄膜包括第二掺杂剂，其中所述第二掺杂剂是反向掺杂剂。所述设备还包括沉积在所述纳米颗粒薄膜上的第一电极，以及沉积在所述背侧上的第二电极，其中当太阳辐射施加于所述前侧上时，产生电流。

Description

Ⅳ族纳米颗粒结以及由其构成的设备
相关申请的交叉引用
本申请要求标题为“METHODS AND APPARATUS FOR CREATINGJUNCTIONS ON A SUBSTRATE”、于2008年2月12日提交的美国专利申请号12/029,838以及2007年9月4日提交的美国临时专利申请号60/969,887的权益，通过引用结合它们的全部披露内容。
发明领域
本披露总体上涉及纳米颗粒，并且具体地涉及IV族纳米颗粒结以及由其构成的设备。
背景技术
半导体形成现代电子学的基础。由于具有可以选择性地在导电与绝缘之间进行改变和控制的物理特性，半导体在大多数现代电子设备(例如，计算机、蜂窝式电话、光伏电池等等)中是必不可少的。IV族半导体一般是指周期表第四列的那些元素(例如，碳、硅、锗等)。
一般而言，固体半导体易于以三种形式存在：结晶的、多晶的以及无定形的。在结晶的形式中，半导体原子定位于一种无晶粒边界的单一的不断裂的晶格之中。在多晶形式中，半导体原子定位于许多较小的随机取向的微晶体之中(较小的晶体)。这些微晶体经常被称作晶粒。在无定形的形式中，半导体原子表现为没有长程的位置顺序。
导电一般是指带电载流子的运动，如电子或空穴(缺少电子)通过电磁场的运动。金属易于具有大量可供使用的带电颗粒，而绝缘体几乎没有。
在缺乏杂质(称作掺杂物)的情况下，半导体易于表现为绝缘体，从而抑制电流的流动。然而，在添加相对小量掺杂剂之后，半导体的电学特性可以通过增加带电载流子数量而急剧地变成导体。例如，在一个被称为光激励的过程中，所吸收的光一般将会产生电子-空穴对(光生载流子)，该电子-空穴对进而趋向于增加总的电导率(光电导率)。
基于杂质的种类，半导体的掺杂区可以具有更多电子(n型)或更多空穴(p型)。例如，在一种常用结构中，p型区被置于紧邻n型(反向掺杂)区以便产生具有“内建”电势的(p-n)结区。所述“内建”电势也就是两个费米能级之间的能量差。
根据量子力学的公认原理，原子的多个电子只能以特定的状态而存在，这样只可能有特定的能级。然而，所占有的具体能量状态无法明确地确定。因此，对于多个原子的集合(例如固体)，通常使用被称作费米能级的概率分布或概率密度。一般而言，费米能级描述了给定温度下的能级，其中能态的1/2被填满。能态都是唯一的并且对应于量子数。
因此，在电场内结区p型侧的电子于是可以被吸引到n型区并从p型区被排斥出来，而电场内的结区n型侧的空穴于是可以被吸引到该p型区并从n型区被排斥出来。总体上，该n型区和/或p型区可以各自包括不同的相对掺杂剂浓度等级，该等级经常示出为n-、n+、n++、p-、p+、p++等等。这种内建电势以及因此的电场大小一般取决于两个相邻层之间的掺杂等级。
在另一种典型结构中，可以通过在n型区与p型区之间放置本征(未掺杂)半导体层(i型)来产生结区，以便缓解量子隧道效应，即一种量子力学效应，其中电子越过经典地禁止的能态而跃迁。一般而言，在耗尽区内，所生成的电磁场是该内建电势和所施加的反向偏压除以耗尽宽度的结果。然而，内建电势还与该耗尽区的缺陷密度成反比。因此，对于具有高缺陷密度(即，不希望的能态)的材料而言，可能发生隧穿。
因此，具有较低缺陷密度的i型区可用来使隧穿最小化。即，降低这种缺陷密度。例如，在没有本征间隔层的情况下，如果该p-n结足够窄，那么高电磁场可以在与该电磁场相同的方向上产生隧道电流。即，遂道电子可以从p型区的价带直接移动到n型区的导带之中。相比之下，如果该p-n结是理想的，由于没有用于电磁场的载流子可抽取，所以不会有电流。
在又一种典型的结构中，通过紧邻金属区设置重掺杂的n型区(n++)或p型区(p++)以形成欧姆(低阻)接触，可以产生金属结区。总体上，紧邻金属设置掺杂区会在该结处产生势垒。然而，增加该掺杂剂浓度也引起该耗尽区窄化，这进而引起更高的电磁场的产生，并由此产生更高的量子隧穿概率。此外，增加该掺杂剂浓度还引起至少一些电荷载流子(电子或空穴)具有足够的热能以跃过该势垒并越入到该金属区之中从而形成电流的概率的提高。
有多种掺杂半导体的方法。然而，他们中的大多数可以是有问题的。例如，一种常见的方法包括通过丝网在半导体基底上沉积掺杂玻璃。一种利用胶辊的印刷技术迫使液体(如高掺杂的玻璃膏)直接机械丝网印刷至基底上。掺杂剂一旦暴露在相对高的温度(例如，800-1100℃)，这些掺杂剂易于从该高掺杂玻璃中扩散进入该基底之中。该高温还将引起该基底退火。
一般而言退火是将材料加热到特定的临界温度之上以减小材料的内应力或改善其物理和电学特性的工艺。在半导体基底的情况下，退火让这些掺杂剂原子适当地扩散(从一个高浓度区向一个较低浓度区)并将它们自己定位在晶格中，这样这些额外的电子或空穴(它们分别引起赠予电子或空穴)可供用于电流传输。这一般被称为激活(或“赠予”的有效性)并且对产生有效的结区是关键性的。
然而，该胶辊向下的机械力还引起该基底经受应力，并因此可以对基底的电学和物理特性造成不利地影响。对于那些要求多个沉积步骤的设备，如背触式太阳能电池，该应力被加重。总体上，由于损坏或破碎，每个额外的丝网印刷步骤引起成品率的降低(并且增加成本)。另外，对准丝网图案还可以提出实质性的挑战。例如，如果图案对准得不佳，那么产生的太阳能电池可能发生故障(短路)而进一步降低成品率。
在一种可替代的掺杂方法中，掺杂剂可以通过离子注入来沉积至结晶的或多晶的基底中。离子注入一般使掺杂剂离子以高能量加速进入基底中。如同扩散掺杂，所述基底一般还必须在高温下进行退火以修复该基底并使这些掺杂剂活化。然而，尽管可以高精度地控制掺杂剂的剂量，离子注入还是非常昂贵，因为它要求使用专用的并且昂贵的半导体制造设备。
同样，使用化学气相沉积(CVD)来添加掺杂剂也可能有缺点。在典型的CVD工艺中，基底(它可以是绝缘体、半导体或金属)被暴露于一种或多种挥发性的预备剂，该预备剂在所述基底表面上反应和/或分解以产生掺杂膜。然而，如同离子注入，由于它要求专用的并且昂贵的半导体制造设备，所以CVD是昂贵的。此外，CVD势必是非常慢的，因为这些膜层是一次一个原子逐渐构成的。
其他常见的掺杂技术包括气相掺杂和喷涂型掺杂，二者都受制于缺乏同时图案化p型和n型掺杂的能力。
鉴于前述问题，人们希望有改进的方法来制造IV族结区和基于这些结区的设备，如太阳能电池。
发明内容
在一种实施方式中，本发明涉及一种用于从太阳辐射发电的设备。所述设备包括掺杂有第一掺杂剂的晶片，所述晶片包括前侧和背侧，其中所述前侧被配置为暴露于太阳辐射。所述设备还包括沉积在所述前侧上的熔融IV族纳米颗粒薄膜，其中所述纳米颗粒薄膜包括第二掺杂剂，其中所述第二掺杂剂是反向掺杂剂(counter dopant)。所述设备还包括沉积在该纳米颗粒薄膜上的第一电极，以及沉积在所述背侧上的第二电极，其中当太阳辐射施加于所述前侧上时，产生电流。
在另一种实施方式中，本发明涉及一种用于从太阳辐射发电的设备。所述设备包括掺杂有第一掺杂剂的晶片，所述晶片包括前侧和背侧，其中所述前侧被配置为暴露于太阳辐射，所述晶片还包括前侧扩散区，其中所述前侧扩散区用第二掺杂剂进行掺杂，所述第二掺杂剂是相对所述第一掺杂剂的反向掺杂剂。所述设备还包括作为一组减小面积的图案而沉积在所述前侧扩散区之上的熔融IV族纳米颗粒薄膜，其中所述熔融纳米颗粒薄膜包括第三掺杂剂，所述第三掺杂剂是相对所述第一掺杂剂的反向掺杂剂。所述设备还包括沉积在所述前侧的第一电极，其中所述第一电极与所述一组减小面积的图案电接触；沉积在所述背侧上的第二电极，其中当太阳辐射施加于所述前侧上时，产生电流。
在另一种实施方式中，本发明涉及一种用于从太阳辐射发电的设备。所述设备包括掺杂有第一掺杂剂的晶片，所述晶片包括前侧和背侧，其中所述前侧被配置为暴露于太阳辐射，所述晶片还包括前侧扩散区，其中所述前侧扩散区用第二掺杂剂进行掺杂，所述第二掺杂剂是相对所述第一掺杂剂的反向掺杂剂。所述设备还包括被配置在该晶片下的背侧层，所述背侧层包括电介质和一组熔融颗粒的减小面积的接触端。所述设备还包括沉积在所述背侧上的第二电极，其中所述第二电极与所述减小面积的接触端电接触，其中当太阳辐射施加于所述前侧上时，产生电流。
在另一种实施方式中，本发明涉及一种用于从太阳辐射发电的设备。所述设备包括掺杂有第一掺杂剂的晶片，所述晶片包括前侧和背侧，其中所述前侧被配置为暴露于太阳辐射。所述设备还包括掺杂有第二掺杂剂的第一熔融IV族纳米颗粒薄膜，所述薄膜以第一图案沉积在该背侧上。所述设备还包括掺杂有第三掺杂剂的第二熔融IV族纳米颗粒薄膜，所述薄膜以第二图案沉积在所述背侧上，其中所述第三掺杂剂是相对所述第二掺杂剂的反向掺杂剂，并且其中所述第一图案与所述第二图案互相交叉。所述设备还包括沉积在所述第一熔融的IV族纳米颗粒薄膜上的第一电极，以及沉积在该第二熔融的IV族纳米颗粒薄膜上的第二电极，其中当太阳辐射施加于所述前侧上时，产生电流。
附图简要说明
在这些附图的图中以举例的方式而非以限制的方式对本发明进行展示，并且其中类似的附图标记指代相似的元件，并且在附图中：
图1示出根据本发明的对一组Si纳米颗粒的表面积/体积与直径进行比较的简化图；
图2示出根据本发明的IV族纳米颗粒球形度的简化图；
图3示出根据本发明的表面污染和熔化温度与Si纳米颗粒直径的比较；
图4A至图4C示出根据本发明的一种同心流通等离子体反应器的一组示意图；
图5A示出传统的扩散同质发射极太阳能电池的简化图；
图5B示出根据本发明的一种颗粒同质发射极太阳能电池的简化图；
图5C示出根据本发明的一个简化图，它示出了对作为对照的p+发射极晶片、n+BSF晶片、以及坯料未钝化的硅晶片所做的少数载流子测量的结果；
图5D示出根据本发明的图5B的P+颗粒平面发射极的实验性电流-电压曲线的简化图；
图5E示出根据本发明的图5B的P+颗粒平面发射极的归一化量子效率(QE)曲线的简化图；
图5F示出根据本发明的省略了喷墨沉积步骤的n型硅晶片基底的一组IV曲线的简化图；
图5H示出根据本发明的对沉积的发射极与刻蚀发射极进行测量的一个简化的量子效率图；
图5I示出根据本发明的对沉积的发射极与刻蚀发射极进行测量的一个实验性IV曲线的简化图；
图5J示出根据本发明的具有通过旋涂速度改变而变化的不同发射极厚度的设备的一个简化的代表性量子效率的图解；
图5K示出根据本发明的了一个简化图，该图对添加了一个抗反射层的P+颗粒同质发射极晶片的反射率与没有抗反射层的P+颗粒同质发射极晶片进行比较；
图5L示出根据本发明的在AM1.5G照明下的三个较大面积设备的一组IV曲线；
图5M示出根据本发明的在AM1.5G照明下的20cm2设备的实验性IV曲线的简化图；
图6A到图6B示出根据本发明的选择性发射极太阳能电池的一组简化图；
图7A到图7B示出根据本发明的点结型太阳能电池的一组简化图；
图8A到图8B示出根据本发明的背侧点电极太阳能电池的一组简化图。
详细说明
现在将参照附图所示的本发明的几个优选的实施方式，对本发明进行详细说明。在以下的说明中，给出了众多的具体细节以便提供本发明的彻底理解。然而，本领域的技术人员将清楚的是，可以实施本发明而不具有这些具体细节的一些或全部。在其他实例中，对熟知的工艺步骤和/或结构未进行详细说明以便不会不必要地模糊本发明。
如先前所述，形成结的现有方法势必是昂贵的、难以图案化和/或损害基底。以一种有利的方式，可以制造一组IV族纳米颗粒层，所述方式能够以较低的成本、更简易的图案化能力、以及与替代方法相比对基底造成较少损害来形成有效的结区(例如p-n、金属硅等)。
典型的太阳能电池一般上包括至少两个元件。第一，吸收区(典型地是半导体)被配置为通过光吸收来生成电荷载流子(电子和空穴)。并且第二，一组结区被配置为分离这些电荷载流子(在p-n结的情况下)，并且将这些电荷载流子从该太阳能电池中导出(在金属-半导体结的情况下)。
因此，太阳能电池所产生的电量是与其中的结区效率直接相关的。结区效率总体上反映越过边界将大量电荷载流子进行转移和提取的能力。高效率的结区让大多数电荷载流子穿过，而无效率的结区则不会。
通常仅当进入的光子具有足够的能量以便将该载流子从其原子上释放并且该载流子从而导电时才会产生自由电荷载流子。即，将电子从价能带(价带)移动到导能带(导带)。在价带中，多个电子被束缚在宿主原子上。相比之下，在导带中，多个电子(以及价带中它们对应的空穴)是自由的并且具有足够的能量来充当电荷载流子。在价带与导带之间一般是一个不能被电子占据的能量范围，称作带隙。
如果带隙很大(～＞5.0eV)，那么该材料是绝缘体。如果带隙很小或是不存在的(～0.0eV)，那么该材料是一种金属。然而，如果带隙在中间的某个位置，那么该材料可以充当半导体。例如，Si具有约1.12eV的带隙。
如先前所述，费米能级描述了在给定温度下能态的1/2被填满的能级。能态都是唯一的并对应于量子数。因此，向半导体(如IV族半导体)添加相对小量的掺杂剂可以增加带电载流子的数量。如果添加n型掺杂剂(例如P(磷)、As(砷)、Sb(锑)等)，那么费米能级被增加到更接近导带的位置。同样地，当添加p型掺杂剂(例如B(硼)、Ga(镓)、In(铟)等)时，那么费米能级被降低到更接近价带的位置。
总而言之，当p型区被置于n型区附近时，产生p-n结。因此，当每个区域的费米能级平衡时，将易于形成电场(或内建电势)。在电场内的p型区所产生的电子(电子少数载流子)于是可以被吸引到n型区并且从p型区中被排斥出来，而电场内n型区所产生的空穴(空穴少数载流子)于是可以被吸引到p型区并且从n型区中被排斥出来。这些少数载流子随后可以从太阳能电池中引导出来以产生电力。
在产生电子-空穴对时，电子-空穴对中的每一个都可以穿过晶格而扩散，直到分别处于n型区或p型区附近的电场的影响之下，并且最终由外电路中的触点引出。然而，在p型区、n型区、吸收体之内或在它们的界面处的缺陷可以通过消亡少数载流子来产生电荷捕获。
晶格结构中的断裂、间隙原子(在晶体结构之中但不在晶格位置处)的存在或者污染物(例如氧、氧的复合物等等)可以在导带之下的带隙中产生中间能态。因此，这些少数载流子复合而不是从太阳能电池中被引导出来，并且因此是不可用于发电。
因此优选晶体的晶格结构(例如，Si晶片等)为吸收体以便使得光伏应用中的复合最小化。例如Si晶片(吸收体)可以首先被制造为n型或p型，并且然后利用适当的技术(例如通过化学气相沉积、离子注入、气相扩散、喷雾扩散、旋涂扩散、掺杂玻璃等等)在一侧注入相反的掺杂剂，分别是n型(n+)或p型(p+)，以便产生p-n结。然而，如先前所陈述，这种扩散工艺势必是昂贵的并对于形成图案不灵活。
此外，如先前所述，沉积掺杂的玻璃可能是有问题的。例如掺杂的玻璃经常通过丝网来施加。丝网印刷一般是使用胶辊来机械地迫使液体(如高掺杂的玻璃膏)直接到达基底上的一种印刷技术。因此，这个向下的机械力会使得基底经受额外的应力，并因此可能对该基底的电学和物理特性造成不利的影响。
此外，在带有掺杂玻璃(如带有背接触太阳能电池)的基底的同一侧上产生交替的n型和p型区，要求多个丝网印刷步骤。总而言之，由于在印刷或处理过程中的损坏或破损，每个额外的丝网印刷步骤都会降低成品率。晶片破损还可以致使生产线停工，进一步增加成本。通常要求缓冲氧化物刻蚀(BOE)来剥除丝网印刷掺杂剂扩散工艺过程中所形成的氧化物薄膜。
将后续的丝网图案对准基底上现有的图案也提出实质性的挑战。例如，如果图案对准不佳，所形成的太阳能电池可能发生故障(短路)，而进一步降低成品率。
另外，金属-半导体结区也易于出现问题。对于p-n结而言，金属-半导体结区中的费米能级也易于保持平衡，从而在该金属区与该掺杂半导体区之间产生势垒。因此，紧邻金属区放置重掺杂的n型区(n++)或p型区(p++)有助于通过量子隧穿和/或热辅隧穿来形成欧姆(低阻)接触。
然而，添加掺杂剂还可以降低电荷载流子扩散长度。扩散长度通常是载流子从生成点开始直到它复合可以移动的平均距离。因此，太阳能电池的与金属接触的那些区域是难以优化的，因为更大的掺杂剂浓度增加金属-半导体边界的效率，但是也降低载流子扩散长度。即，到达金属-半导体边界的更多的载流子将会穿过，但更少的载流子得由达到那么远。
以一种有利的方式，可以使用不同掺杂剂浓度的多个区域来优化边界效率以及载流子扩散长度。
IV族纳米颗粒的特性
一般而言，纳米颗粒是具有至少一个维度小于100nm的微观颗粒。术语“IV族纳米颗粒”总体上是指平均直径在约1nm到100nm之间的氢封端的IV族纳米颗粒，所述IV族纳米颗粒包括硅、锗、碳或者它们的组合。术语“IV族纳米颗粒”还包括被掺杂的IV族纳米颗粒。
对比通常具有与其尺寸无关的不变物理特性(例如熔点温度、沸点温度、密度、电导率等等)的本体材料(＞100nm)，纳米颗粒可以具有与尺寸有关的物理特性，并因此对于结区之类的应用有用。例如，与替代方法如丝网印刷或沉积相比时，半导体纳米颗粒可以更容易并且便宜地构成图案而达到形成p-n结。
然而，因为它们具有与本体固体(bulk solid)相比要大得多的表面积，所以IV族纳米颗粒也非常易于受到污染。总之，由于完全防止周围的氧或水分子与IV族纳米颗粒进行接触极其困难，所以污染通常发生于例如氧化和/或水解之类的化学反应。因此，即使小量的污染也可以妨碍烧结(即，干涉IV族纳米颗粒的物理连接)、延迟密集层形成(即，增加材料孔隙度并由此降低电导率)、并且提供电子-空穴复合地点(即，在组合结区中衰减所产生的电流)。
以一种有利的方式，IV族纳米颗粒可以被形成为基本上为球形的形状之中以便使污染最小化。一般而言，在具有给定体积的所有固体中，球体是具有最小表面积的。同样地，在具有给定表面积的所有固体中，球体是具有最大体积的。因此，球形的纳米颗粒将易于保护最大数目的IV族原子免受污染，并因此利于结区产生。
总之，半导体纳米颗粒典型地必须被形成到密集的连接区中以便产生结。一种这样的方法是烧结，它总体上是一种使得颗粒彼此粘附的方法，在与尺寸相关的熔化发生之前相互作用的纳米晶体烧结在一起。A.N.Goldstein，The melting of silicon nanocrystals：Submicron thin-film structures derived fromnanocrystal precursors，应用物理A，1996。因此，基本为球形并且直径优选地在约4nm与约100nm之间的IV族纳米颗粒易于在较低温下烧结，并因此利于产生多个结。在又一种结构中，IV族纳米颗粒基本上是球形的并且直径更优选地在约4.0nm与约20.0nm之间。在又一种结构中，IV族纳米颗粒基本上是球形的并且最优选的是7.0nm。
现在参见图1，示出根据本发明的对一组Si纳米颗粒的表面积/体积与直径进行比较的简化图。横轴104示出了单位为纳米的Si纳米颗粒直径，而纵轴106示出了以米-1为单位的Si的表面积/体积。
总而言之，Si原子具有约0.118nm的原子半径并且倾向于形成具有约0.5431nm的晶胞尺寸的金刚石晶体结构。此外，虽未示出，但是具有约0.125nm的原子半径和约0.566nm的晶胞尺寸的Ge将会具有与Si基本相似的面积/体积对直径的曲线。
在破坏性的污染区102中，低于约4nm，表面积/体积比开始显著增大，从约1.5m-1(在约4nm处)增大到约6.0m-1(在1nm处)。最终，所有Si原子基本上是表面或壳层原子，并且污染的可能性是极高的。因此，为了降低污染，IV族纳米颗粒的直径应该大于约4nm。
现在参见图2，示出根据本发明的IV族纳米颗粒的球形度的简化图。总体上，可以通过使用透射电子显微图像来获得颗粒形状均匀度或球形度的计量。透射电子显微术(TEM)是一种成像技术，该技术使电子束透射通过样品，然后形成图像、放大图像并传输图像以便显示在荧光屏或者摄影胶片层上或者由如CCD摄像机之类的传感器来探测。
颗粒尺寸可以通过识别多个单独颗粒并绘出跨过颗粒的最短和最长尺寸的直线(如该图形实例中所示)来测量。均匀度可以被定义为颗粒的最大直径与最小直径之比。通过测量被定义为最长尺寸L1与最短尺寸L2之比的颗粒度，可以获得度量标准L1/L2作为球形度水平。例如，对于理想的球形颗粒，均匀度等于约1.0。对于不规则颗粒，均匀度通常显著大于约1.0。例如，如果颗粒是棒状或针状的，L1/L2比值可以大于5。最佳球形度通常是在约1.0与约2.0之间。除表面污染之外，小于2的L1/L2比值有利于纳米颗粒应用技术，如喷墨印刷。
现在参见图3，根据本发明将Si纳米颗粒的表面污染和熔化温度与直径的进行对比。横轴306示出了Si纳米颗粒直径。左侧纵轴308示出了颗粒表面污染物，而右侧纵轴310则示出了以为℃单位的温度。
在约4nm直径处，Si颗粒表面污染是约1.02×1021原子/cm3，对应于如前所示的约1.5m-1的表面积/体积的比值。当Si颗粒表面污染在破坏性的污染区(102)中增加到约1.02×1021原子/cm3之上时，如前所述，烧结、密集层形成、以及电子-空穴复合加重。
相比之下，小于约13nm时，Si纳米颗粒的烧结温度随着直径尺寸的相应减小而急剧降低。约13nm以上，据信烧结温度随着直径尺寸的相应增加而逐渐增加，最终达到约947℃，或Si的熔化温度(约1414℃)的67％。同样地，虽未在图中示出，对于锗，据信烧结温度也随着直径尺寸的相应增加而逐渐增加，最终达到约628℃，或Ge的熔化温度(约938℃)的67％。
如前所述，烧结通常是一种用于使颗粒相互粘附并导致薄膜致密的方法。因此，由于它们的小曲率半径，据信纳米颗粒通常在达到颗粒熔点的约2/3的温度时开始烧结。进一步相信，在这些纳米颗粒的颈区中由升高的温度所产生的大剪切应力易于导致两个紧邻定位的纳米颗粒之间的塑性变形。对于给定的纳米颗粒材料而言，与更大的纳米颗粒相比更小纳米颗粒的烧结温度通常要更低。
一般地，不同的热源可用于烧结这些纳米颗粒，如常规的接触热源(例如电阻加热器等)以及辐射性热源(例如灯、激光器、微波处理设备、等离子体、钨卤素、连续弧灯、闪光灯等等)。在所述热源为激光器的情况下，约0.3微米与约10微米之间的波长范围通常是最佳的。
以有利的方式，降低该烧结温度减小了在衬底基片中热引发的应力，所述应力随后可能损坏晶片并降低光伏应用中少数载流子的寿命。
此外，较低的烧结温度还允许在该结区中或其附近(即，基底、介电层等)使用替代材料，所述材料可以具有显著低于IV族熔化温度的熔点。例如具有约400℃的玻璃温度的聚酰亚胺(polymide)(例如Kapton、Kaptrex等等)，既可用作电介质又可用作制造电学结区的掩模。此外，降低烧结温度可以让薄膜成形而无需掺杂剂的进一步扩散，这些扩散剂已经扩散进入或以其他方式已经位于该PV晶胞结构之中。因此，通过充分减小IV族纳米颗粒直径(在本实例中到约7nm)，可在聚酰亚胺层上形成密集纳米颗粒层。
IV族纳米颗粒胶态分散体(墨)的特性
另外，较小的颗粒可以更易于在胶质分散体中悬浮。由于它们的小尺寸，导致纳米颗粒难于操作。因此，以一种有利的方式，聚集的纳米颗粒可以悬浮在胶质分散体或胶体(如墨)中，以便传输并保存纳米颗粒。
总体上，IV族纳米颗粒的胶体分散体是可能的，因为所述颗粒表面与溶剂的相互作用强度足以克服密度差，该密度差通常会导致材料在液体中下沉或者浮起。即，较小的纳米颗粒比较大的纳米颗粒更容易分散。
总体上，IV族纳米颗粒在真空下或者另外在惰性的基本无氧的环境下被转移到胶质分散体之中。此外，使用颗粒分散的方法和设备(如声波处理、高剪切混合器以及高压/高剪切均化器)可以有助于纳米颗粒在选定溶剂或溶剂混合物中分散。
溶剂的实例包括醇类、醛类、酮类、羧酸类、酯类、胺类、有机硅氧烷类、卤代烃类以及其他烃类溶剂。此外，可以混合所述溶剂以便优化多项物理特性，如粘度、密度、极性等等。
此外，为了更好地将IV族纳米颗粒分散到胶质分散体中，可以通过添加有机化合物(如醇类、醛类、酮类、羧酸类、酯类、以及胺类，连同有机硅氧烷类)来形成纳米颗粒封端基团。可替代地，封端基团可以通过将气体加入等离子腔体中原位地添加。这些封端基团随后可以在烧结工艺过程中或仅在烧结工艺之前较低温度预加热下去除。
例如，适于在封端的IV族半导体纳米颗粒制备中使用的大体积封端剂包括C4-C8支链醇类、环状醇类、醛类、以及酮类，如叔丁醇、异丁醇、环己醇、甲基环己醇、丁醛、异丁醛、环己酮、以及有机硅氧烷类，如甲氧基(三(三甲基硅烷基)硅烷)(MTTMSS)、三(三甲基硅烷基)硅烷(TTMSS)、十甲基甲硅氧烷(DMTS)、以及三甲基甲氧基硅烷(TMOS)。
一旦配制了胶质分散体，该胶质分散体可以被施加到基底上并且经受热处理以便将IV族纳米颗粒烧结为致密的导电膜。施加方法的实例包括，但不限于辊涂覆、槽缝模口涂覆、凹版印刷、柔性版滚筒印刷、以及喷墨印刷方法等等。
在一个具体的结构中，以一种有利的方式，所述胶质分散体可以通过喷墨印刷机施加到多个有图案的区域之中。喷墨印刷机通常在每个喷嘴后面的填有墨的腔室中配置有压电材料。被施加电压时，该晶体改变形状或尺寸，这会在流体中产生一个压力脉冲，迫使一小滴墨从喷嘴中喷出。
在胶质分散体为IV族纳米颗粒的情况下，该胶质分散体应当良好地分散在选定的溶剂之中并且应该通过0.5μm的过滤器(更优选通过0.3μm的过滤器)容易地过滤，以便优化可印刷性(典型地“微米”单位被用于过滤器)。
此外，掺杂IV族纳米颗粒胶质分散体的多种不同结构可以通过选择性地混合掺杂的、未掺杂的和/或不同掺杂的IV族纳米颗粒来配制。例如，可以配制不同配方的混合IV族纳米颗粒胶质分散体，其中结区的特定层的掺杂剂水平是通过混合掺杂的与未掺杂的IV族纳米颗粒来配制的，以达到对于该层的要求。可替代地，可用混合IV族纳米颗粒胶质分散体补偿基底缺陷(如氧原子的钝化)以减少不希望的能态。
此外，以一种有利的方式，掺杂纳米颗粒自身可以被用作将掺杂剂扩散到晶片中的载体。即，以类似于按照如上所述的掺杂玻璃的使用的方式，掺杂纳米颗粒的胶质分散体(分别是n型或p型)可以通过适当的沉积技术(如，喷墨印刷)沉积在该晶片上，然后进行加热以便将该掺杂剂扩散到该晶片中。因此，由于该纳米颗粒沉积体自身是导电的(不同于该掺杂的玻璃)，所以不要求进行为了将其去除的BOE。因此，可以去除液体分批处理步骤，从而提高成品率。
用于制造IV族纳米颗粒的装置
现在参见图4A到图4C，示出了根据本发明的同心流通的等离子体反应器的一组示意图。图4A示出了侧视图。图4B示出了截面图。图4C示出了图4B的截面图，其中在第一电介质和第二电介质上添加了涂覆层。
总体上，IV族前驱体气体、一组惰性气体以及掺杂剂气体(若要求的话)总体上流动通过该环形通道并且在一组电极之间的反应区中被点燃。然后施加RF(射频)信号到已供电的电极上以便给击发出等离子体并且随后分离并形成IV族纳米颗粒，这些纳米颗粒总体上在该反应区的下游被收集。
总体上，该同心流通等离子体反应器由外管3214和内管3215配置而成，该内管3215关于外管3214沿着纵轴被同心地定位。由在外管3214的内侧和内管3215的外侧所限定的环形通道3227可以被入口端凸缘3218a和出口端凸缘3218b密封，以隔离周围的大气。
限定等离子体反应区(即，产生纳米颗粒的区)为管状外电极3225(定位在外管3214的外侧)与管状中心电极3224(中心电极管)之间的环形通道3227之内的区域，相对于管状外电极3225(外电极管)沿着纵向轴线而同心地定位，并且进一步位于内管3215之中。典型地，这种或这些前躯体气体可以沿着流动路径3211从与入口端凸缘3218a上的入口端(未示出)流体连通的前躯体气源被引导到环形通道3227中。类似地，在等离子体反应器腔室中产生的纳米颗粒可以通过在出口端凸缘3218b上的出口端(未示出)流出到纳米颗粒收集腔室(未示出)之中。可替代地，可以在容纳于该等离子体反应器腔室中的基底或栅极上收集这些纳米颗粒。
总体上，管状的中心电极3224被配置为沿着等离子体反应器的大部分延伸。此外，管状中心电极3224与管状外电极3225可以由充分导电的任何材料制成，所述材料包括金属，如铜或不锈钢。
外管3214可以由设置在外管3214内表面上的外管介电层3209进一步与等离子体隔离开。总体上，外管3214可以是基本上不妨害所产生的等离子体的任何材料，如介电材料。在一个实施方式中，外管3214和外管介电层3209是由不同材料构成的，如不同的介电材料。在一个替代实施方式中，外管3214和外管介电层3209的物理结构与材料相同，如石英。同样地，内管3215可以进一步被内管介电层3213与等离子体隔离开。介电材料的实例包括，但并不限于石英、蓝宝石、气相二氧化硅、聚碳酸酯氧化铝、氮化硅、碳化硅、以及硼硅酸盐。
总体上，纳米颗粒合成过程中等离子体反应器条件对所产生的纳米颗粒的特性与结构具有显著的影响。在纳米颗粒合成的成核和生长阶段的过程中，每一单独的颗粒将具有一个温度，它取决于所施加的等离子体功率、反应器压力以及气体成分和反应器结构。
典型地，低于一个特定温度产生的IV族纳米颗粒将是无定形的，而使它们在合成过程中更热而产生的纳米颗粒是结晶的。除了结晶度之外，在合成过程中的颗粒温度将影响掺杂剂激活。合成过程中暴露于更高温度的已掺杂的纳米颗粒将具有电活性的掺杂剂，这与低温下产生的颗粒中的非电活性掺杂剂相反。通过控制已掺杂IV族纳米颗粒的等离子体合成参数，有可能改变它们的电学和结构特性。
多种掺杂剂气体可能用于形成掺杂的IV族纳米颗粒。IV族前躯体气体的实例包括硅烷、二硅烷、锗烷、二锗烷、类卤化物等等。n型掺杂剂气体的实例包括磷化氢、砷化氢等。p型掺杂剂气体的实例包括二氟化硼、三甲基硼烷、二硼烷等等。惰性气体的实例包括氩气、氦气、氖气、等等。
在一个结构中，可以在不大于约25托的总压力(例如，约3托到25托)的RF等离子体中产生IV族纳米颗粒。半导体前躯体气体的典型的流速可以是约2标准立方厘米(sccm)到约30sccm，而掺杂剂气体的流速可以是约60sccm到约150sccm(例如，在惰性缓冲气体(如Ar)中约是掺杂剂的0.1％)。典型地，等离子体反应中半导体前躯体气体分子与掺杂剂气体分子的比值是从约25∶1到约1000∶1。
用于点燃和/或维持RF等离子体的RF电源的频率可以在300kHz到300GHz的RF范围内变化。然而，典型地将采用13.56MHz的频率，因为这是射频等离子体处理行业所采用的主要频率。典型的射频功率的范围是从约30W到约300W。
IV族纳米颗粒中掺杂剂的浓度可以根据多个因素而变化，如掺杂剂气体浓度和流速。例如，本方法中硅烷或锗烷可以被用作IV族前躯体气体并且磷化氢可以被用作掺杂剂气体，以产生掺磷的硅纳米颗粒。然而，本发明的基于射频等离子体的方法能够产生IV族纳米颗粒，这些纳米颗粒具有的掺杂剂浓度接近该掺杂剂在结晶半导体中的溶解度的极限。
例如，在结晶Si纳米颗粒的情况下，本方法可以提供至少约2％的p型(例如，磷或砷)掺杂水平。这包括硅纳米颗粒中的p型掺杂剂水平处于约0.01％与约5％之间的多个实施方式。
类似地，本方法可以提供至少约1％的掺杂水平的n型硅纳米颗粒。这包括多个实施方式，其中n型掺杂剂水平处于约0.01％与约5％之间。
在一个结构中，掺杂IV族纳米颗粒可以被形成为具有活化掺杂剂的结晶纳米颗粒。这个结构是有利的，因为它可以去除对于高温掺杂剂活化步骤的需要，从而使得该方法更便宜、耗时少并且更有效率。
此外，本方法可以生成相当窄的纳米颗粒尺寸分布内的纳米颗粒。例如，一组p型和本征纳米颗粒是在基本上类似于图4A到图4C所述的RF反应器中制备的。对于p型纳米颗粒，氩气中的10％的硅烷气体是以22.5sccm的流速使用的。二硼烷的掺杂剂气体以100ppm的浓度和75sccm的流速被使用，提供该反应器中硼与硅的比值约为0.66％。该RF等离子反应器腔室中的压力被维持在约10托。
对于本征纳米颗粒，以22.5sccm的流速使用氩气中的10％的硅烷气体。与之前一样，RF等离子反应器腔室中的压力被维持在约10托。
所生成的P型硅纳米颗粒的纳米颗粒尺寸分布为5.2nm+/-1.0nm，而本征硅纳米颗粒的尺寸分布为5.7nm+/-1.2nm。
用IV族纳米颗粒制造的太阳能电池的结构
一般而言，可以替换以下的设备结构。例如，带有n型发射极的p型晶片可以颠倒过来，从而可以使用带有p型发射极的n型晶片。
A.同质发射极太阳能电池
现在参见图5A，示出了一个常规扩散的同质发射极太阳能电池的简图。总体而言，在晶片吸收体508p-(或n-)上沉积扩散的同质发射极n+(或p+)506，以产生电荷分离与提取所要求的p-n结。
通常在扩散的同质发射极506顶部进一步沉积TCO(透明导电氧化物)或电介质(TCO/电介质504)。TCO通过为所产生的电荷载流子提供导电路径以到达电极来帮助提高该太阳能电池的电导率。相比之下，电介质(SiN、SiO2等)有助于使扩散的同质发射极506的表面钝化，从而使晶片体受外源的污染最小化，同样还明显减小了由在晶片吸收体508表面的悬挂Si键或缺陷引起的少数载流子复合。
发射极金属电极502(典型地由印刷银浆制成)总体上被定位在该扩散公共发射极506(典型地通过在电介质中的通道或空腔或者直接在ITO 504的顶部上)的顶部并且与其电接触。发射极金属电极502总体上被最优化以提取光被吸收时晶片中所生成的电荷载流子(此处是电子)。这是通过具有减小的水平表面积(从而使由于遮蔽所引起的损耗最小化，遮蔽导致减小所生成的电流)和增加的截面体积(从而减小该设备的串联电阻，这会提高设备效率)来实现的。
晶片吸收体508的背侧经常配置有重掺杂区(与该晶片的类型相同)，它产生了均匀扩散的BSF层(背表面场)510。为了使得后表面复合的影响最小化，适当配置的BSF引起对更接近背侧的那些带相反电荷的载流子的排斥。即，在同质扩散的BSF层510与晶片吸收体508之间的界面导致引入对于流向后表面的少数载流子的势垒，导致在晶片吸收体中更高的少数载流子浓度水平。例如，Al(铝)或B(硼)可以被添加到p型晶片中以排斥电子。相比之下，对于n型晶片，可以添加P(磷)以排斥空穴。
此外，基极金属电极512总体上被添加到晶片吸收体508(或适当地，扩散BSF 510)的背侧，以便提取这些多数电荷载流子(这里是空穴)。典型地包括两种金属，较低成本的Al片被应用于覆盖大部分表面，而较高成本的Ag垫一般被插入以便帮助互连到多个模块之中的焊接。此外，基极金属电极512还可用作反射镜，将长波长的光反射回到电池之中，用于额外地通过该吸收体。
典型地，配置有扩散同质发射极太阳能电池的太阳能电池具有约15％的功率转换效率。一般地，效率(μ)被定义为来自太阳能电池的能量输出与来自太阳的输入能量Pin的比值：
其中VOC为开路电压；ISC为短路电流；并且FF是填充因数。
现在参见图5B，示出根据本发明的颗粒同质发射极太阳能电池的简化图。虽然不希望被理论束缚，诸位发明人相信通过用n+(p+)颗粒同质发射极526替换图5A的扩散同质发射极506和/或用p+(n+)熔融颗粒BSF 520替换同质扩散的p+(n+)BSF层510，能够以大约与常规的太阳能电池相同或更低的成本来制成有效的太阳能电池。
此外，使用多个颗粒层作为BSF可以避免在使用薄晶片时晶片弯曲，这是在包括多个扩散层的设备结构中的常见问题，该问题是由在高温工艺步骤(如铝BSF成形)中热膨胀系数的不匹配所引起的。
在一个替代的结构中，可任选的上本征颗粒缓冲区527可以设置在p-(n-)晶片吸收体508与n+(p+)颗粒同质发射极526之间。可替代地，可任选的下本征颗粒缓冲区511也可以被设置p-(n-)晶片吸收体508与p+(n+)熔融的颗粒BSF 520之间。
所有颗粒层(n+(p+)颗粒同质发射极526、p+(n+)熔融颗粒BSF510、以及上本征颗粒缓冲区527、以及下本征颗粒缓冲区511)都可以通过适当的沉积技术(例如喷墨印刷、旋涂、刮片、凹版沉积等)来直接沉积到p-(n-)晶片吸收体508上。因此，可以避免高成本或导致应力的掺杂技术。
例如，n+(p+)颗粒同质发射极526可以在室温和大气压力下沉积。可替代地，n+(p+)颗粒平面发射极526可以在氮气环境中通过喷墨印刷(＜0.1ppm的氧气以及＜0.1ppm的水)来沉积。沉积之后，烧结(致密化)工艺可以用来将这些颗粒一起形成一狭窄部分，以形成连续的半导体层。
在一个结构中，在RTP(快速热处理)工具中可以使用大约5到20秒的约400-1100℃的短时热处理以便使这些颗粒层致密化或者烧结(例如，n+(p+)的颗粒同质发射极526、第一可选本征颗粒缓冲区527、p+(n+)熔融颗粒BSF 520、以及第二可选本征颗粒缓冲区511)。还可以使用的、导致烧结的多个可替代的工艺包括在熔炉(例如，一个带式炉、批处理管式炉、等等)中烧制、在真空环境中烧制、或使用快速闪烧(fast flash)系统。在又一个替代的结构中，这些颗粒层的烧结工艺可以使用激光来完成。在2006年12月13日提交的题为“EPITAXIAL THIN FILM FABRICATION FROM GROUPIV SEMICONDUCTOR”的美国专利申请号60/874,873中披露了这些和其他烧结方法，其全部内容在此通过引用结合入本申请中。
实例1
为了确保太阳能电池设备的高性能，期望印刷层在被沉积到晶片上时提供适当水平的表面钝化。人们普遍认为少数载流子有效寿命的测量是对这些晶片上的扩散层性能进行评估的一种可靠技术，见A.Cuevas和D.MacDonald，Measuring and interpreting the lifetime of silicon wafers，76SOLARENERGY 255(2004)。
一般而言，更好的钝化质量转化为相应太阳能电池更高的开路电压VOC的值，因此意味着更高的效率。本实例示出了用在n型硅晶片上的印制的p+发射极和印制的n+BSF层的钝化特性。
在本实例中，通过掺磷达到电阻率为约10到20Ohm·cm的1”×1”×0.012”双面抛光硅晶片基底分别通过用NaOH、SC2、缓冲的氧化物刻蚀(BOE)、和Piranha的处理来进行清洗。
对于p+发射极的形成而言，硅纳米颗粒墨在惰性环境中由约10.0nm+/-0.5nm的掺硼的硅纳米颗粒制备为20mg/ml的氯仿∶氯苯(体积4∶1)溶液，它使用15％功率声波处理喇叭来进行15分钟的声波处理。施加足量硅纳米颗粒墨以基本上覆盖该晶片表面，硅纳米颗粒多孔致密体(porous compact)顺序地形成在该基底的两侧上，这是通过以1000rpm的旋速旋涂60秒，随后在惰性环境中加热板上以100℃烘烤30分钟而实现的。在沉积和预处理步骤完成之后，在快速热处理工具中在1000℃处理20秒该纳米颗粒多孔致密体，以便使这些p+颗粒一起形成一狭窄部分，以形成连续的半导体层。
对于n+BSF的成形而言，硅纳米颗粒墨在惰性环境中由约10.0nm+/-0.5nm的掺磷的硅纳米颗粒制备为40mg/ml的氯仿∶氯苯(体积1∶1)溶液，它使用15％功率的声波处理喇叭来进行15分钟的声波处理。硅纳米颗粒多孔致密体是使用2000dpi(点每英寸)的点距的喷墨印刷，随后在惰性环境中在加热板上以100℃烘烤30分钟而形成的。在沉积和预处理步骤完成之后，在快速热处理工具中在1000℃处理20秒该纳米颗粒多孔致密体，以使得这些p+颗粒一起形成一狭窄部分，以形成连续的半导体层。
现在参见图5C，示出根据本发明的对p+发射极样品548(如上述制造)、n+BSF样品546(如上述制造)以及毛坯未钝化硅晶片样品544作为对照进行测量的结果的简化图。校正倒数寿命(以1/sec度量)540是从准稳态光电导(QSSPC)测量结果计算出来的，并且表现为逐渐增加的少数载流子密度(以cm-3测量的)542的函数。清楚的是，p+发射极样品548和n+BSF样品546均提供了足够的钝化水平，这也显著优于由毛坯晶片样品的暴光表面所提供的钝化。这是由对于后者的低得多的有效寿命(或较高的求逆寿命)来表示的，完全由该晶片不良的表面钝化特性占主导。
实例2
现在参见图5D，示出根据本发明的图5B的P-型颗粒平面发射极526的实验性电流-电压(IV)曲线的简化图。这个线图示出了使用300W的OrielSolar Simulator仿真器所产生的仿真AM1.5G光谱的照明下的IV曲线；在该图中还给出了在黑暗中测量的IV曲线。在此展现了用非优化的晶片结构获取的这些结果，以表明使用颗粒同质发射极可以获得实质性的效率。诸位发明人相信纳米颗粒平面发射极太阳能电池的效率最终可以达到或超过常规太阳能电池。
在本实例中，掺磷到电阻率为约1到5Ohm·cm的1”×1”×0.019”的硅晶片基底分别通过用NaOH、SC2、缓冲的氧化物刻蚀(BOE)、和Piranha处理来进行清洗。
此外，p型硅纳米颗粒墨是在惰性环境中由约10.0nm+/-0.5nm的硅纳米颗粒制备为5mg/ml吡啶溶液，它使用15％功率声波处理喇叭来进行15分钟的声波处理。施加足量的硅纳米颗粒墨来基本上覆盖该晶片表面，以1000rpm转速旋涂60秒来形成硅纳米颗粒多孔致密体526。将这个层在惰性环境中在加热板上以100℃烘烤30分钟之后，以1000rpm转速旋涂60秒来形成第二硅纳米颗粒多孔致密体，随后是在惰性环境中在加热板上以100℃烘烤30分钟。所形成的硅纳米颗粒多孔致密体层的厚度为约50nm。
在沉积和预处理步骤完成之后，该纳米颗粒多孔致密体在快速热处理工具中以1000℃处理20秒，以使这些n+颗粒一起形成一狭窄部分，以形成连续的半导体层。在60秒100W的O2等离子体处理和10分钟的缓冲氧化物刻蚀之后，在上述的p+颗粒平面发射极526的顶部上沉积将用于电流提取的接触端。通过在p+平面发射极的顶部直接沉积230nm厚的TCO层(氧化铟锡(ITO))来形成该前电极层504，以提高电导率。在该TCO层所限定的0.1cm2面积的外部，通过使用CF4等离子体台面刻蚀将该p+平面发射极层去除，以避免寄生电流收集。得到了以下结果：
VOC            0.543V
JSC            32.2mA/cm2
FF             0.726
效率           12.7％
参见图5E，示出根据本发明的图5B的p型颗粒平面发射极526的归一化量子效率(QE)曲线的简化图。
参见图5F，根据本发明以与实例2中相同的方式所处理的硅晶片基底的一组IV曲线的简化图，其中省略了墨沉积步骤。这一结构允许用于电流提取的触点直接沉积在n型硅基底上，从而提供肖特基二极管结构。对于给定的电压568，在黑暗中并且在AM1.5G照明下测到电流密度566。
这类设备结构导致非常差的设备性能，从而在模拟的AM1.5G照明下具有0.12V的低VOC和约0.1％的效率。这一比较表明所述设备结构中掺杂p+发射极526的存在对这一设备结构的太阳能电池设备的工作至关重要。
实例3
根据本节先前已说明的，这种沉积的颗粒多孔致密体可以通过多种工艺来处理，以便熔融和密化该薄膜，从而使得该薄膜在机械上更加坚固稳定。本实例说明了使用激光辐射来实现这一目的。
在本实例中，掺磷到电阻率为约1到5Ohm·cm的1”×1”×0.019”的硅晶片基底分别通过用NaOH、SC2、缓冲的氧化物刻蚀(BOE)以及Piranha处理来进行清洗。
此外，一种p型硅纳米颗粒墨在惰性环境中由约10.0nm+/-0.5nm的硅纳米颗粒制备为5mg/ml的吡啶溶液，它使用15％功率的超声波处理喇叭来进行15分钟的声波处理。施加足量的硅纳米颗粒墨以充分覆盖该晶片表面，以1000rpm转速旋涂60秒来形成硅纳米颗粒多孔致密体。将该层在惰性环境中的加热板上以100℃烘烤30分钟之后，以1000rpm转速旋涂60秒形成第二硅纳米颗粒多孔致密体，随后是在惰性环境中的加热板上以100℃烘烤30分钟。所形成的硅纳米颗粒多孔致密体层的厚度为约65到80nm。
这些印制和预处理步骤完成之后，用固态Q开关Nd:YAG激光器使用100个脉冲来处理该薄膜，激光器发射光波长532nm，脉冲周期9ns，重复率20Hz，能量密度约为80mJ/cm2。该激光器的7mm圆形输出光束被光束均化器扩大并整形为1.1cm×1.1cm的方形平顶光束轮廓。在压力为约9×10-6与5×10-5托之间的真空气氛中完成该处理。
与在该同一基底上未进行激光处理的对照区域相比，该激光处理导致密化的硅薄膜，其晶粒尺寸远大于该多孔致密体。具有结晶的硅基底的硅薄膜的熔融过程在扫描电子显微镜(SEM)截面图像中是明显的。所形成的硅薄膜的厚度为约60-70nm。
在另一个颗粒同质发射极结构中，使用喷墨印刷技术在惰性的氮气的气氛中将n型硅纳米颗粒的第一层印制到p型硅基底之上。这个第一印制的多孔致密体层在氮气的气氛中在200℃下加热5分钟。在这些条件下，多余的溶剂被驱除，并且该薄膜在机械上更坚固。按照该第一层印制和预处理第二多孔致密体层。
这些印制层然后在低压(4托)氮气气流下以375℃加热约20分钟，并且在相同的气体中冷却约60分钟。这些印制与预处理步骤完成之后，固态Q开关Nd:YAG激光器使用1000个脉冲处理厚度约为450nm的颗粒同质发射极526薄膜，激光器发射光波长532nm，脉冲周期6ns，重复率20Hz，能量密度约为50mJ/cm2。所形成的薄膜厚度是约270nm，并且，对比该未处理的多孔致密体层，它作为激光处理的结果被实质性地密集化，具有小得多的粒度尺寸，如SEM所见。激光辐射在多个颗粒薄膜的作用也已经见于未掺杂(本征)的颗粒层。
实例4
可替代地，如已在上面提到的，太阳能电池结构可以使用在p型晶片上的n掺杂印制的发射极层来构建。接下来说明这样的一个实例。
在本实例中，掺硼到电阻率为约1到5Ohm·cm的1”×1”×0.019”的硅晶片基底分别通过用NaOH、SC2、缓冲的氧化物刻蚀(BOE)以及Piranha处理来进行清洗。
一种硅纳米颗粒墨在惰性环境中由约10.0nm+/-0.5nm的n+硅纳米颗粒制备为20mg/ml的叔丁醇∶DEGDE(体积比1∶1)的溶液，它使用15％功率的声波处理喇叭来进行15分钟的声波处理。施加足量硅纳米颗粒墨以基本上覆盖该晶片表面，使用点距为2000dpi(点每英寸)的喷墨印刷来形成硅纳米颗粒多孔致密体。此后，这个层在惰性环境中的加热板上以200℃烘烤30分钟，随后是在300℃下5分钟的又一次烘烤以去除剩余的溶剂。在沉积和预处理步骤完成之后，在快速热处理工具中以1000℃处理40秒该纳米颗粒多孔致密体，以使这些n+颗粒一起形成一狭窄部分，以形成连续的半导体层526。通过在n+平面发射的顶部直接沉积300nm厚的TCO层(ITO)来形成该前电极层504，以便提高电导率。在该TCO层的0.1cm2面积之外，通过使用CF4等离子体台面刻蚀而去除该n+平面发射极层，以避免寄生电流收集，随后进行60秒的100W的O2等离子体处理。在应用共熔的InGa层以形成基极接触端512之前，该样品的背侧暴露于HF蒸汽持续30秒。
如图5G中可见的，这样一个设备的短路电流是24.8mA/cm2，VOC是527mV，FF是0.77，因此得到在AM1.5G照明下的10.0％的效率。
实例5
可以通过改变多个设备参数来提高印制发射极太阳能电池的效率，所述参数之一是发射极厚度。通过调整该发射极层526的厚度，有可能调整该颗粒同质发射极526层中所吸收的光量，从而提高太阳能电池的效率。例如，通过调整包含颗粒(纳米颗粒)的溶液的浓度和/或化学成分，或者通过改变每英寸点数(DPI)比例，或通过改变印制层数目，或通过在旋涂工艺过程中改变参数(如，升温速率和最大旋速)，可以在喷墨印制过程中对该厚度进行控制。可替代地，可以首先沉积和烧结颗粒同质发射极526，然后使用化学混合物(例如，CP-4(HF∶HNO3∶IPA)、NaOH、KOH或其他共知的硅蚀刻剂)或干刻蚀方法(例如，CF4等离子体刻蚀、等)进行刻蚀。
在本实例中，掺磷到电阻率为约1到5欧姆·cm的1”×1”×0.019”的硅晶片基底分别通过用NaOH、SC2、缓冲的氧化物刻蚀(BOE)以及Piranha的处理来进行清洗。
此外，一种硅纳米颗粒墨在惰性环境中由约10.0nm+/-0.5nm的硅纳米颗粒被制备为20mg/ml的氯仿∶氯苯(体积4∶1)的溶液，它使用15％功率的声波处理喇叭来进行15分钟的声波处理。施加足量硅纳米颗粒墨以基本上覆盖该晶片表面，以1000rpm转速旋涂60秒来形成硅纳米颗粒多孔致密体，随后在惰性环境中的加热板上以100℃烘烤30分钟。在沉积和预处理步骤完成之后，在快速热处理工具中在1000℃下处理20秒该纳米颗粒多孔致密体，以使得这些n+颗粒一起形成一狭窄部分，以形成连续的半导体层。该烧结p+颗粒平面发射极526的厚度是～780nm。
以类似上述的方式来处理的一种样品在100W等离子体功率下以及515毫托压力的185sccm CF4和20sccm O2的气流下进行40秒等离子干刻蚀处理。根据横截面SEM的测定，烧结的p+颗粒平面发射极526的厚度通过干刻蚀处理被减小到～530nm。
在60秒的100W的O2等离子处理和10分钟的缓冲的氧化物刻蚀之后，在上述p+颗粒平面发射极526的顶部上沉积用于电流提取的接触端。通过在p+平面发射极的顶部直接沉积230nm厚的TCO层(ITO)来形成该前电极层504，以提高电导率。在该TCO层的0.1cm2面积之外，通过使用CF4等离子体台面刻蚀而去除该p+平面发射极层，以避免寄生电流收集。
现在参见图5H，示出根据本发明的以上实例5的硅晶片基底的简化量子效率图。针对给定的562nm的波长，测量归一化量子效率(QE)560。对于经过上述干刻蚀处理的多个设备，波长小于700nm的光子的量子效率得到显著改进。
现在参见图5I，示出根据本发明的以上实例5的硅晶片基底的一组IV曲线。针对给定的电压568，测量了电流密度566。与图5I所示，具有原始p+颗粒平面发射极层厚度的设备相比，短路电流密度从至少24.6mA/cm2到至少28.0mA/cm2改进了至少14个相对百分比。
实例6
减小该发射极厚度的另一种方式是改变墨沉积参数，如在旋涂工艺中的旋速，如本实例中所述。
在本实例中，掺磷到电阻率为约1到5欧姆·cm的1”×1”×0.019”的硅晶片基底分别通过用NaOH、SC2、缓冲的氧化物刻蚀(BOE)以及Piranha的处理来进行清洗。
此外，一种硅纳米颗粒墨在惰性环境中由约10.0nm+/-0.5nm的硅纳米颗粒被制备为20mg/ml的氯仿∶氯苯(体积4∶1)的溶液，它使用15％功率的声波处理喇叭来进行15分钟的声波处理。施加足量的硅纳米颗粒墨以基本上覆盖该晶片表面，通过1000rpm与2900rpm之间转速旋涂60秒以形成多个硅纳米颗粒多孔致密体，随后在惰性环境中的加热板上以100℃烘烤30分钟。在沉积和预处理步骤完成之后，在快速热处理工具中以1000℃来处理20秒这些纳米颗粒多孔致密体，以使这些n+颗粒一起形成一狭窄部分，以形成连续的半导体层。根据横截面SEM测量所揭示的，该烧结的p+颗粒平面发射极526的厚度根据所采用的190与400nm之间旋速来改变。
在60秒的100W的O2等离子体处理和10分钟的缓冲的氧化物刻蚀之后，在上述p+颗粒平面发射极526的顶部上沉积用于电流提取的接触端。通过在p+平面发射极顶部直接沉积230nm厚的TCO层(ITO)来形成该前电极层504，以提高电导率。在该TCO层限定的0.1cm2区域之外，通过使用CF4等离子体台面刻蚀而去除该p+平面发射极层，以避免寄生电流收集。
现在参见图5J，示出根据本发明的具有不同发射极厚度的设备的代表性量子效率结果的简化图。针对562nm的给定波长，测定了归一化量子效率(QE)560。总而言之，小于650nm波长的响应被通过使该发射极变薄而加强。例如，将390nm的发射极厚度与190nm的发射极厚度进行比较时，波长450nm处的光生电流被增强了三倍。根据电流-电压测量所获，所观测到的光谱响应增强还伴随有短路电流Jsc的相应增加。
实例7
另外，该介电层504还可以既被配置为抗反射涂层(例如，SiO2、SixNy、TixOy、等等)以便使反射率最小化(从而允许更多太阳光进入该晶片)，又被配置为钝化层(以便使外部污染最小化，并且显著减小由该晶片结晶表面上的悬挂Si键或缺陷引起的电荷陷阱)。
现在参见图5K，示出根据本发明的一个简化图，将添加了抗反射层的p+颗粒同质发射极晶片的反射率与没有抗反射层的p+颗粒同质发射极晶片进行比较。通过记录不同波长入射光(波长570)的反射率获取了一组反射率测量数据(反射率569)。
在实例7中，p+平面颗粒发射极层的反射率被通过在该平面颗粒发射极层顶部沉积73nm的氮化硅的PECVD而显著降低。如图5K中可见，525nm与1000nm之间的反射率，对于该p+平面颗粒发射极层是大于25％，而对于具有额外的氮化硅抗反射层的样品是在0％与10％之间。
实例8
此外，发射极金属电极502可以通过例如丝网印刷、通过喷墨印刷(例如通过使用金属纳米颗粒的溶液)、或通过物理气相沉积(例如热蒸发、电子束沉积、溅射等等)或者直接沉积在颗粒同质发射极526的顶部或在另外的TCO层504(例如，氧化铟锡(ITO))的顶部，以提高电导率。
在下文中，对顶部上具有金属栅极触点的一组平面颗粒发射极设备进行说明。三个结构中的两个是仅使用非接触制造方法制成的，没有将任何应力引入晶片。总体上，非接触制造方法允许使用非常薄的晶片，同时避免了由于生产过程中的晶片破损所引起的产出降低(这是在常规制造方法的常见问题)。
在本实例中，掺磷到电阻率为约1到5Ohm·cm的1”×1”×0.019”的硅晶片基底分别通过用NaOH、SC2、缓冲的氧化物刻蚀(BOE)以及Piranha的处理来进行清洗。
此外，一种硅纳米颗粒墨在惰性环境中由约10.0nm+/-0.5nm的p型硅纳米颗粒被制备为20mg/ml的氯仿∶氯苯(体积4∶1)的溶液，它用15％功率的声波处理喇叭来进行15分钟的声波处理。施加足量硅纳米颗粒墨以基本上覆盖该晶片表面，以1000rpm转速旋涂60秒来形成硅纳米颗粒多孔致密体，随后在惰性环境中的加热板上以100℃烘烤30分钟。在沉积和预处理步骤完成之后，在快速热处理工具中以1000℃处理20秒该纳米颗粒多孔致密体，以使这些p+颗粒一起形成一狭窄部分，以形成连续的半导体层。在60秒100W的O2等离子处理和10分钟的缓冲的氧化物刻蚀之后，沉积了用于电流提取的这些触点。通过在p+平面发射极的顶部直接沉积230nm厚的TCO层(ITO)来形成前电极层504，以提高电导率。
在TCO层限定的在4和6cm2之间的电池面积之外，通过使用CF4等离子体台面刻蚀而去除该p+平面发射极层被，以避免寄生电流收集。可替代地，该电池可以通过沿着该电池的周边扫描激光束而被隔离，以便去除TCO。
在一个结构中，包括在最宽点处1.7mm宽、18mm长的800nm厚的楔形母线、以及300um宽、18mm长、800nm厚的5个指形件的发射极金属电极502通过在3×10-6毫巴的压力下在该TCO层的顶部的热蒸发银来进行沉积。该基极金属电极512是一层共熔的InGa。
在另一种结构中，晶片吸收体508、p+平面发射极层526、以及TCO层504的制备同上述。然而，包括～1.3mm宽、18mm长的500-800nm厚的母线、以及300um宽、18mm长、1000-1600nm厚的5根指形件的发射极金属电极502在25℃下在该TCO层顶部上喷墨印刷银纳米颗粒溶液，随后在加热板上以200℃干燥30分钟以去除残留溶剂来进行沉积。该基极金属电极512是一层共熔的InGa。
在第三结构中，常规的丝网印刷技术被用于在具有p+颗粒平面发射极的设备上制造前栅极。在本结构中，掺磷到电阻率为约1到5欧姆·cm的1”×1”×0.019”的硅晶片基底分别通过用NaOH、SC2、缓冲的氧化物刻蚀(BOE)以及Piranha的处理来进行清洗。
一种p型硅纳米颗粒墨在惰性环境中由约10.0nm+/-0.5nm的硅纳米颗粒被制备为5mg/ml的吡啶溶液，它使用15％功率的声波处理喇叭来进行15分钟的声波处理。施加足量的硅纳米颗粒墨以基本上覆盖该晶片表面，以1000rpm转速旋涂60秒来形成硅纳米颗粒多孔致密体。在惰性环境中的加热板上以100℃将该层烘烤30分钟之后，以1000rpm转速旋涂60秒来形成第二硅纳米颗粒多孔致密体，随后是在惰性环境中的加热板上以100℃来烘烤30分钟。所形成的硅纳米颗粒多孔致密体层526的厚度为约50nm。
在沉积和预处理步骤完成之后，在快速热处理工具中以1000℃对该纳米颗粒多孔致密体526进行20秒处理，以使得这些n+颗粒一起形成一狭窄部分，以形成连续的半导体层。在60秒的100W的O2等离子处理和10分钟的缓冲氧化物刻蚀之后，通过在p+平面发射极的顶部直接沉积230nm厚的TCO层(ITO)来形成该前电极层504，以提高电导率。在该TCO层的5.4cm2面积之外，通过激光束辐射将该p+平面发射极层去除，以免寄生电流分流。包括1.5mm宽、22mm长的35um厚的母线、和350um宽20.5mm长、35um厚的12个指形件的前金属栅极504，通过在该TCO层顶部丝网印刷银浆、随后在200℃下固化20分钟来进行沉积。该基极金属电极512是一层共熔InGa。
现在参见图5L，示出了根据本发明在AM1.5G照明下以上实例8的三个设备的一组IV曲线。针对给定的电压568，测量了电流密度566。获得了以下数值：对于具有蒸发前栅极的这些设备，短路电流是19.3mA/cm2，VOC是536mV，FF是0.70，并且效率是7.2％。对于具有喷墨印制的前栅极的这些设备，短路电流是17.7mA/cm2，VOC是499mV，FF是0.61并且效率是5.4％。注意这些结果是在没有优化特定设备参数的情况下达到的。
例如，在该前两个实例中p+平面发射极层的厚度是～780nm，这对于Jsc的值很大程度上是未优化的。如前所述，可以使用更薄的发射极层来实现更高的短路电流值。使用前栅极导致分别由遮蔽、金属电阻率、以及接触电阻所引起的损耗。例如，这些损耗可以通过增加金属厚度来减少，它允许减小前栅极尺寸和降低遮蔽损失。具有网印前栅极的设备的p+颗粒平面发射极厚度(～40-70nm)是相当小的，并且该网印的栅极的厚度比头两个实例的对应厚度高(35um)得多，从而解释了较高的设备性能，具有26.5mA/cm2的短路电流、541mV的VOC、0.80的FF、以及11.4％的效率。
实例9
在下文中，说明了分别使用p+和n+颗粒平面发射极来实现更大面积(20cm2)的样品。
在一个结构中，掺磷到电阻率为约1到5欧姆·cm的50mm×50mm×0.019”的硅晶片基底分别通过用NaOH、SC2、缓冲氧化物刻蚀(BOE)以及Piranha的处理来进行清洗。一种硅纳米颗粒墨在惰性环境中由约10.0nm+/-0.5nm的p+硅纳米颗粒被制备为20mg/ml的氯仿∶氯苯(体积4∶1)的溶液，它使用15％功率的声波处理喇叭来进行15分钟的声波处理。施加足量硅纳米颗粒墨以基本上覆盖该晶片表面，以1000rpm转速旋涂60秒来形成硅纳米颗粒多孔致密体，随后在惰性环境中的加热板上以100℃烘烤30分钟。在沉积和预处理步骤完成之后，在快速热处理工具中以1000℃对该纳米颗粒多孔致密体526进行20秒处理，以使这些p+颗粒一起形成一狭窄部分，以形成连续的半导体层。
在60秒100W的O2等离子处理和10分钟的缓冲氧化物刻蚀之后，沉积多个用于电流提取的接触端。通过在p+平面发射极526的顶部直接沉积230nm厚的TCO层(ITO)来形成该前电极层504，以提高电导率。在该TCO层的20cm2区域之外，通过CF4等离子台面刻蚀来去除该p+平面发射极层，以避免寄生电流收集。包括43mm长、在最宽点处宽6.8mm的1000nm厚的楔形的母线、和43mm长、250um宽、1000nm厚的13个指形件的发射极金属电极502，通过在3×10-6毫巴的压力下热蒸发银来进行沉积。该基极金属电极512是一层共熔InGa。
这样一个设备的短路电流是19.4mA/cm2、VOC是544mV、FF是0.73并且效率是7.7％(见图5M)。
在另一个结构中，使用了掺硼到电阻率为约1到5欧姆·cm的50mm×50mm×0.019”的硅晶片基底，然后分别通过用NaOH、SC2、缓冲的氧化物刻蚀(BOE)以及Piranha的处理来进行清洗。一种硅纳米颗粒墨在惰性环境中由约10.0nm+/-0.5nm的n+硅纳米颗粒被制备为40mg/ml的环己醇∶环己酮(体积1∶1)溶液，它使用15％功率的声波处理喇叭来进行15分钟的声波处理。施加足量的硅纳米颗粒墨以便基本上覆盖该晶片表面，用点距为2000dpi(点每英寸)的喷墨印刷来形成硅纳米颗粒多孔致密体。此后，在惰性环境中的加热板上以200℃对这个层烘烤30分钟。在沉积和预处理步骤完成之后，在快速热处理工具中1000℃下处理20秒该纳米颗粒多孔致密体526，以使得这些p+颗粒一起形成一狭窄部分，以形成连续的半导体层。
在60秒100W的O2等离子处理和10分钟的缓冲氧化物刻蚀之后，沉积多个用于电流提取的触点。通过在n+平面发射极的顶部直接沉积230nm厚的TCO层(ITO)来形成该发射极金属电极504，以提高电导率。在该TCO层的20cm2区域之外，通过CF4等离子台面刻蚀而去除该n+平面发射极层，以避免寄生电流收集。包括43mm长、最宽点处6.8mm宽的1000nm厚的楔形的母线、和250um宽、1000nm厚的13个指形件的发射极金属电极504，通过在3×10-6毫巴的压力下热蒸发银而沉积。该基极金属电极512是一层共熔InGa。这样一个设备的短路电流是25mA/cm2。
B.选择性发射极太阳能电池
现在参见图6A到图6B，示出了多个选择性发射极太阳能电池的一组简化图。图6A示出了一个常规扩散的选择性发射极太阳能电池的简化图。图6B示出了根据本发明的一种颗粒选择性发射极太阳能电池。该选择性发射极电池结构提供了超过以上讨论的同质扩散发射极太阳能电池的效率提高。见M.GREEN在ADVANCED PRINCIPLES AND PRACTICE的第10章的SILICON SOLAR CELLS(1995年悉尼新南威尔士大学光伏设备和系统中心)。
在同质扩散的发射极太阳能电池中，一种单掺杂剂扩散体总体上既被用于载流子的收集又用于与发射极金属电极502接触(如图5A中所示)。这一种扩散体内的掺杂剂浓度被选定为在用于良好载流子收集的轻掺杂与用与形成低阻欧姆接触的重掺杂之间的一个折衷。由于该折衷，此类设备的效率典型地受限于短波长高能量光子的不良收集，这些光子在该同质发射极中造成在太阳能电池的顶部附近被吸收。
一个解决方案是使用多个掺杂剂浓度，如图6A的扩散选择性发射极太阳能电池。即，增加非常接近金属的局部区域中的掺杂剂浓度，如扩散的电极区609，并降低远离金属的区域中的掺杂剂浓度，如扩散的同质发射极506。然而，由于要求额外的扩散步骤和掩膜，所以这一潜在的效率增加被制造成本的相应提高所抵消。
实例10
现在参见图6B，示出了根据本发明的一种颗粒选择性发射极太阳能电池。虽然不希望受到理论束缚，诸位发明人相信显著降低扩散同质发射极506中的掺杂剂浓度，同时显著增加在扩散的电极区609中的颗粒的掺杂剂浓度，有效的选择性发射极太阳能电池能够以与常规扩散的选择性发射极太阳能电池大致相同或更低的成本来制成。这些颗粒取决于所希望的设备设计可以安排在多个连续线或隔离点上。
此外，不同于图6A的扩散电极区609(其中该扩散区被施加了高成本、高温或导入应力的制造方法)，在此以一种有利的方式，颗粒电极区629可以通过更简单和更便宜的沉积技术(如通过非接触的喷墨印刷机等等)来直接沉积到晶片吸收体508上。此外，使用沉积纳米颗粒墨允许良好的沉积图案控制，从而降低对高成本掩膜和对准步骤的需要。
除了改变集电结之外，一个略微改良的选择性发射极结构可以用于形成更优化的扩散的同质BSF 510和基极金属电极512。在这种情况下，可用轻扩散体(100-300Ω/□)使该后表面钝化，并且通过喷墨印刷，在多个区域中选择性地沉积硅墨以接触该金属。
在一个结构中，在沉积TCO/电介质504之前，通过非接触印刷技术(如通过喷墨印刷)在颗粒电极区629中沉积多个颗粒。
然后使用CVD或其他适当的方式可沉积抗反射涂层。发射极金属电极502然后可以按照前述方式来施加，通过如丝网印刷工艺、喷墨印刷(例如通过使用金属纳米颗粒溶液)或通过物理气相沉积(例如热蒸发、电子束沉积、溅射等等)。总体上，使用一种加有玻璃粉的Ag浆，并且随后将其加热以便穿通该抗反射涂层，并且与n+颗粒电极区626进行接触，以便产生该结区。硅墨通过在金属试图穿通的位置处局部增加发射极区的深度而使得更小可能出现结区分流。
可替代地，可以首先沉积TCO/介电层504。然后可以使用激光或其他替代技术在TCO/介电层中限定多个通道，n+颗粒墨如上所述被沉积到这些沟道之中并且被加热。因此，该发射极金属电极502然后可以被添加到暴露的n+颗粒沟道之中。
而且，如先前所述，扩散BSF 510还可以被添加在晶片背侧上以排斥少数电荷载流子并因此提高总效率。与扩散的BSF 510相接触的是总体上基极接触端512(典型地包括一个较低成本的Al浆)以便提取少数电荷载流子(此处是空穴)。此外，基极触点512还可用作反射镜将长波长光反射回该电池中，以额外通过该吸收体。
C.点式结的太阳能电池
现在参见图7A到图7B，示出了多个点式结的太阳能电池的一组简化图。图7A示出了一个常规扩散点式结的太阳能电池的简化图。图7B示出根据本发明的一种颗粒点式结的太阳能电池。
现在参见图7A，示出了一个常规的扩散的点式结太阳能电池的简化图。一般而言，实现太阳能电池高效率的一个替代的方法是从相对较大面积的扩散同质发射极到一系列的扩散的点发射极706来减小该集电结区的面积(可替代地，还可以使用其他减小的结构，如多个线等等)。因此，可以对剩余表面的处理进行优化以降低复合，因此提高效率。见R.R.King、R.A.Sinton、R.M.Swanson的Studies of diffused phosphorus emitters：saturationcurrent，surface recombination velocity and quantum efficiency，37no.2，IEEETRANS.ELEC.DEV.(1990)。此外，到基极金属电极512的界面还可以通过添加具有一系列减小面积扩散触点714的介电层710而减小。
尽管这些设备的性能一般很高，但是由于使用高成本的传统半导体工艺技术如光刻技术来限定这些不同的区域，所以该减小面积的集电结的制造总体上是困难的。
现在参见图7B，示出了根据本发明的一种颗粒点式结的太阳能电池。虽然不希望受理论的束缚，但是诸位发明人相信将在图7A的该组减小面积的扩散的发射极(扩散的点发射极706)替换为一组减小面积的熔融颗粒发射极(颗粒点发射极726)，并且还可选地将该组减小面积的扩散触点(扩散的触点714)替换为一组减小面积的熔融颗粒触点(颗粒触点724)，能够以与一个常规减小面积的发射极太阳能电池大致相同的或更低的成本来制造高效太阳能电池。
D.全背侧电极点接触太阳能电池
现在参见图8A到图8B，示出了全背侧电极点接触太阳能电池的一组简化图。图8A示出了一个常规的扩散点接触太阳能电池的一个简化图。图8B示出了根据本发明的一个背侧电极颗粒点接触太阳能电池的一个简化图。
现在参见图8A，示出了一个常规的扩散点接触太阳能电池的一个简化图。一般而言，增加常规太阳能电池效率的一个解决方案是以互相交叉的方式将所有这些接触端置于背侧。即，将多个n型区与多个p型区交替地交织。增加的电流是通过去除在前侧上的金属中引发的遮蔽损失来实现的。另外，这些太阳能电池结构更易于互连到多个模块之中。
然而，全背接触结构总体上更难于制造，由于它们要求多个对准掩膜步骤来限定这些后面的扩散区和电极。诸位发明人相信，使用硅纳米颗粒墨极大地减低了制造此类结构的复杂性。
现在参见图8B，示出了根据本发明的一个背侧电极颗粒点接触太阳能电池的一个简化图。不同于图8A的扩散点接触太阳能电池，在此说明的电池结构的这些掺杂区可以通过更少的工艺步骤来形成。在一种沉积方法中，在沉积介电层810之前，可以使用适当的沉积技术(如喷墨印刷机)来沉积多条n+颗粒和p+颗粒线。然后可以使用多种适当的方式(如PECVD)来沉积介电层810。然后可以通过之前所述的丝网印刷工艺、喷墨印刷(例如通过使用金属微米颗粒或纳米颗粒的溶液)或通过物理气相沉积(例如热蒸发、电子束沉积、溅射等等)来施加发射极金属电极812和基极金属电极802。总体上，施加一种具有玻璃粉的Ag浆，并且然后将其加热，以便穿通该电介质810并且与熔融颗粒BSF 820和颗粒点发射极826进行接触。
可替代地，可以首先沉积介电层810。然后可以使用激光或其他替代技术来限定多个沟道，如上所述，多个颗粒可以被沉积到这些沟道之中并且被加热。因此，金属然后被添加到该暴露的颗粒沟道上。
为了本披露的目的，除非另外指明，未限定数目则意味着“一个或多个”。在此所引用的所有专利、申请书、参考文献以及出版物都通过引用将其全文结合，如同将它们单独地通过引用进行结合的相同的程度。
已经参照不同的具体示意性实施方式对本发明进行了说明。然而，应该理解，可以进行多种变型和修改但仍然在本发明的精神与范围之内。本发明的优点包括为多种电子设备(如太阳能电池)的生产低成本和高效率结区。
已经披露了多个示例性实施方式和最佳方式，对所披露实施方式可以做出多种修改和变型而仍然保留在以下权利要求所限定的本发明的主题和精神之内。

Claims (43)

1.一种用于从太阳辐射发电的设备，包括：
掺杂有第一掺杂剂的晶片，所述晶片包括前侧和背侧，其中所述前侧被配置为暴露于太阳辐射；
沉积在所述前侧上的熔融的IV族纳米颗粒薄膜发射极，其中所述纳米颗粒薄膜包括第二掺杂剂，其中所述第二掺杂剂是第一掺杂剂的反向掺杂剂，所述IV族纳米颗粒的平均直径为1-100nm并包括硅、锗、碳或它们的组合；
沉积在所述纳米颗粒薄膜上的第一电极；以及
沉积在所述背侧上的第二电极；
其中，当太阳辐射作用于所述前侧上时，产生电流。
2.如权利要求1所述的设备，其中在所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜发射极上沉积抗反射层，其中所述抗反射层使所述前侧钝化。
3.如权利要求1所述的设备，其中在所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜发射极上沉积透明导电氧化物层。
4.如权利要求1所述的设备，其中所述第一掺杂剂是p型掺杂剂而所述第二掺杂剂是n型掺杂剂。
5.如权利要求1所述的设备，其中所述第一掺杂剂是n型掺杂剂而所述第二掺杂剂是p型掺杂剂。
6.如权利要求1所述的设备，其中所述晶片还包括背侧扩散的背表面场，所述第二电极与所述背侧扩散的背表面场是处于电接触的。
7.如权利要求1所述的设备，其中在所述晶片与所述第二电极之间沉积熔融的IV族纳米颗粒背表面场层，其中所述熔融的IV族纳米颗粒背表面场层包括第三掺杂剂，所述IV族纳米颗粒的平均直径为1-100nm并包括硅、锗、碳或它们的组合。
8.如权利要求7所述的设备，其中所述第一掺杂剂与所述第三掺杂剂是p型掺杂剂而所述第二掺杂剂是n型掺杂剂。
9.如权利要求7所述的设备，其中所述第一掺杂剂与所述第三掺杂剂是n型掺杂剂而所述第二掺杂剂是p型掺杂剂。
10.如权利要求1所述的设备，其中在所述晶片与所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜发射极之间配置有本征颗粒缓冲区。
11.如权利要求7所述的设备，其中在所述晶片与所述熔融的IV族纳米颗粒背表面场之间配置有本征颗粒缓冲区。
12.如权利要求1所述的设备，其中所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜发射极覆盖所述前侧。
13.如权利要求1所述的设备，其中所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜发射极部分地覆盖所述前侧。
14.如权利要求1所述的设备，其中所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜发射极是一组点表面。
15.如权利要求1所述的设备，还包括配置在所述晶片下的背侧层，所述背侧层包括电介质以及一组扩散的减小面积的触点，其中所述一组扩散的减小面积的触点中的每个扩散的减小面积的触点与所述第二电极处于电接触。
16.如权利要求1所述的设备，还包括配置在所述晶片下的背侧层，所述背侧层包括电介质和一组熔融的IV族纳米颗粒的减小面积的触点，其中所述一组熔融的IV族纳米颗粒的减小面积的触点中的每个熔融的IV族纳米颗粒的减小面积的触点与所述第二电极处于电接触，所述IV族纳米颗粒的平均直径为1-100nm并包括硅、锗、碳或它们的组合。
17.如权利要求16所述的设备，其中所述一组熔融的IV族纳米颗粒的减小面积的触点包括一组熔融的IV族纳米颗粒点触点。
18.如权利要求1所述的设备，其中所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜发射极包括一组纳米颗粒，其中所述纳米颗粒基本是球形的。
19.如权利要求1所述的设备，其中所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜发射极包括一组纳米颗粒，其中所述一组纳米颗粒中的每个纳米颗粒的直径是4nm至20nm。
20.一种用于从太阳辐射发电的设备，包括：
掺杂有第一掺杂剂的晶片，所述晶片包括前侧和背侧，其中所述前侧被配置为暴露于太阳辐射，所述晶片还包括前侧扩散区，其中所述前侧扩散区用第二掺杂剂进行掺杂，所述第二掺杂剂是所述第一掺杂剂的反向掺杂剂；
熔融的IV族纳米颗粒薄膜，所述薄膜作为一组减小面积的图案被沉积在所述前侧扩散区上，其中所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜包括第三掺杂剂，所述第三掺杂剂是所述第一掺杂剂的反向掺杂剂，所述IV族纳米颗粒的平均直径为1-100nm并包括硅、锗、碳或它们的组合；
沉积在所述前侧上的第一电极，其中所述第一电极与所述一组减小面积的图案处于电接触；
沉积在所述背侧上的第二电极；
其中当太阳辐射作用在所述前侧时，产生电流。
21.如权利要求20所述的设备，其中所述一组减小面积的图案包括一组点。
22.如权利要求20所述的设备，其中在所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜之上沉积抗反射层，其中所述抗反射层使所述前侧钝化。
23.如权利要求20所述的设备，其中在所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜之上沉积透明导电氧化物层。
24.如权利要求20所述的设备，其中所述晶片还包括背侧扩散的背表面场，其中所述第二电极与所述背侧扩散的背表面场处于电接触。
25.如权利要求20所述的设备，其中在所述晶片与所述第二电极之间沉积有熔融的IV族纳米颗粒背表面场层，其中所述熔融的IV族纳米颗粒背表面场层包括第四掺杂剂，所述IV族纳米颗粒的平均直径为1-100nm并包括硅、锗、碳或它们的组合。
26.如权利要求25所述的设备，其中所述第一掺杂剂与所述第四掺杂剂是p型掺杂剂，而所述第二掺杂剂与所述第三掺杂剂是n型掺杂剂。
27.如权利要求25所述的设备，其中所述第一掺杂剂与所述第四掺杂剂是n型掺杂剂，而所述第二掺杂剂与所述第三掺杂剂是p型掺杂剂。
28.如权利要求20所述的设备，其中所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜是由包括一组纳米颗粒的胶质分散体形成的，其中所述纳米颗粒基本是球形的。
29.如权利要求20所述的设备，其中所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜包括一组纳米颗粒，其中所述一组纳米颗粒中的每个纳米颗粒的直径是4nm至20nm。
30.一种用于从太阳辐射发电的设备，包括：
掺杂有第一掺杂剂的晶片，所述晶片包括前侧和背侧，其中所述前侧被配置为暴露于太阳辐射，所述晶片还包括前侧扩散区，其中所述前侧扩散区用第二掺杂剂进行掺杂，所述第二掺杂剂是所述第一掺杂剂的反向掺杂剂；
被配置在所述晶片之下的背侧层，所述背侧层包括一种电介质和一组熔融的IV族纳米颗粒的减小面积的触点，所述IV族纳米颗粒的平均直径为1-100nm并包括硅、锗、碳或它们的组合；
被沉积在所述背侧上的第二电极，其中所述第二电极与所述减小面积的触点是电接触的；
其中，当太阳辐射作用于所述前侧上时，产生电流。
31.如权利要求30所述的设备，其中在所述前侧上沉积有抗反射层。
32.如权利要求30所述的设备，其中所述熔融颗粒的减小面积的触点的组包括一组熔融颗粒的线性触点。
33.如权利要求30所述的设备，其中所述熔融颗粒的减小面积的触点的组包括一组熔融颗粒的点触点。
34.如权利要求30所述的设备，其中所述熔融颗粒的减小面积的触点是由包括一组纳米颗粒的胶质分散体形成的，其中所述纳米颗粒基本是球形的。
35.如权利要求30所述的设备，其中所述熔融颗粒的减小面积的触点包括一组纳米颗粒，其中所述一组纳米颗粒中的每个纳米颗粒的直径是4nm至20nm。
36.一种用于从太阳辐射发电的设备，包括：
掺杂有第一掺杂剂的晶片，所述晶片包括前侧和背侧，其中所述前侧被配置为暴露于太阳辐射，所述晶片还包括前侧扩散区，其中所述前侧扩散区用第二掺杂剂进行掺杂，所述第二掺杂剂是所述第一掺杂剂的反向掺杂剂；
沉积在所述背侧上的熔融的IV族纳米颗粒背表面场层，所述IV族纳米颗粒的平均直径为1-100nm并包括硅、锗、碳或它们的组合；
沉积在所述背侧上的电极，其中所述第二电极与所述熔融的IV族纳米颗粒背表面场层是处于电接触的；
其中，当太阳辐射作用在所述前侧上时，产生电流。
37.一种用于从太阳辐射发电的设备，包括：
掺杂有第一掺杂剂的晶片，所述晶片包括前侧和背侧，其中所述前侧被配置为暴露于太阳辐射；
掺杂有第二掺杂剂的第一熔融的IV族纳米颗粒薄膜，所述第一熔融的IV族纳米颗粒薄膜以第一图案沉积在所述背侧上；
掺杂有第三掺杂剂的第二熔融的IV族纳米颗粒薄膜，所述第二熔融的IV族纳米颗粒薄膜以第二图案沉积在所述背侧上，其中所述第三掺杂剂是所述第二掺杂剂的反向掺杂剂，并且其中所述第一图案与所述第二图案是互相交叉的；
沉积在所述第一熔融的IV族纳米颗粒薄膜上的第一电极；和
沉积在所述第二熔融的IV族纳米颗粒薄膜上的第二电极；
其中，当太阳辐射作用于所述前侧上时，产生电流；
所述IV族纳米颗粒的平均直径为1-100nm并包括硅、锗、碳或它们的组合。
38.如权利要求37所述的设备，其中在所述前侧上沉积有抗反射层，其中所述抗反射层使所述前侧钝化。
39.如权利要求37所述的设备，其中所述第一图案与所述第二图案包括多条线。
40.如权利要求37所述的设备，其中所述第一图案与所述第二图案包括多个点。
41.如权利要求37所述的设备，其中所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜是由包括一组纳米颗粒的胶质分散体形成的，其中所述纳米颗粒基本是球形的。
42.如权利要求37所述的设备，其中所述熔融的IV族纳米颗粒薄膜包括一组纳米颗粒，其中所述一组纳米颗粒中的每个纳米颗粒的直径是4nm至20nm。
43.如权利要求37所述的设备，其中在所述第一图案与所述第二图案之间沉积有介电层。
CN2008801109803A 2007-09-04 2008-03-20 Ⅳ族纳米颗粒结以及由其构成的设备 Active CN101828266B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US96988707P 2007-09-04 2007-09-04
US60/969,887 2007-09-04
US12/029,838 2008-02-12
US12/029,838 US20100275982A1 (en) 2007-09-04 2008-02-12 Group iv nanoparticle junctions and devices therefrom
PCT/US2008/057702 WO2009032359A2 (en) 2007-09-04 2008-03-20 Group iv nanoparticle junctions and devices therefrom

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101828266A CN101828266A (zh) 2010-09-08
CN101828266B true CN101828266B (zh) 2012-11-28

Family

ID=40429622

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2008801109803A Active CN101828266B (zh) 2007-09-04 2008-03-20 Ⅳ族纳米颗粒结以及由其构成的设备

Country Status (6)

Country Link
US (2) US20100275982A1 (zh)
EP (2) EP2191513B1 (zh)
JP (1) JP5543350B2 (zh)
KR (1) KR20100075467A (zh)
CN (1) CN101828266B (zh)
WO (1) WO2009032359A2 (zh)

Families Citing this family (55)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20090075083A1 (en) 1997-07-21 2009-03-19 Nanogram Corporation Nanoparticle production and corresponding structures
US7226966B2 (en) 2001-08-03 2007-06-05 Nanogram Corporation Structures incorporating polymer-inorganic particle blends
US6599631B2 (en) 2001-01-26 2003-07-29 Nanogram Corporation Polymer-inorganic particle composites
US8568684B2 (en) 2000-10-17 2013-10-29 Nanogram Corporation Methods for synthesizing submicron doped silicon particles
US8632702B2 (en) 2007-01-03 2014-01-21 Nanogram Corporation Silicon/germanium particle inks, doped particles, printing and processes for semiconductor applications
US8853527B2 (en) 2007-02-16 2014-10-07 Nanogram Corporation Solar cell structures, photovoltaic panels and corresponding processes
US8207444B2 (en) * 2008-07-01 2012-06-26 Sunpower Corporation Front contact solar cell with formed electrically conducting layers on the front side and backside
US8053867B2 (en) 2008-08-20 2011-11-08 Honeywell International Inc. Phosphorous-comprising dopants and methods for forming phosphorous-doped regions in semiconductor substrates using phosphorous-comprising dopants
US7951696B2 (en) 2008-09-30 2011-05-31 Honeywell International Inc. Methods for simultaneously forming N-type and P-type doped regions using non-contact printing processes
US8518170B2 (en) 2008-12-29 2013-08-27 Honeywell International Inc. Boron-comprising inks for forming boron-doped regions in semiconductor substrates using non-contact printing processes and methods for fabricating such boron-comprising inks
KR101145928B1 (ko) * 2009-03-11 2012-05-15 엘지전자 주식회사 태양 전지 및 태양 전지의 제조 방법
EP2409313A1 (de) * 2009-03-17 2012-01-25 Roth & Rau AG Substratbearbeitungsanlage und substratbearbeitungsverfahren
US7910393B2 (en) * 2009-06-17 2011-03-22 Innovalight, Inc. Methods for forming a dual-doped emitter on a silicon substrate with a sub-critical shear thinning nanoparticle fluid
US8324089B2 (en) 2009-07-23 2012-12-04 Honeywell International Inc. Compositions for forming doped regions in semiconductor substrates, methods for fabricating such compositions, and methods for forming doped regions using such compositions
DE102009044052A1 (de) * 2009-09-18 2011-03-24 Schott Solar Ag Kristalline Solarzelle, Verfahren zur Herstellung einer solchen sowie Verfahren zur Herstellung eines Solarzellenmoduls
US8603900B2 (en) 2009-10-27 2013-12-10 Varian Semiconductor Equipment Associates, Inc. Reducing surface recombination and enhancing light trapping in solar cells
WO2011066554A2 (en) * 2009-11-30 2011-06-03 Atonometrics, Inc. I-v measurement system for photovoltaic modules
NL2004065C2 (en) * 2010-01-06 2011-07-07 Stichting Energie Solar panel module and method for manufacturing such a solar panel module.
US8241945B2 (en) * 2010-02-08 2012-08-14 Suniva, Inc. Solar cells and methods of fabrication thereof
FR2957479B1 (fr) * 2010-03-12 2012-04-27 Commissariat Energie Atomique Procede de traitement d'un contact metallique realise sur un substrat
US8865502B2 (en) * 2010-06-10 2014-10-21 International Business Machines Corporation Solar cells with plated back side surface field and back side electrical contact and method of fabricating same
US8895962B2 (en) * 2010-06-29 2014-11-25 Nanogram Corporation Silicon/germanium nanoparticle inks, laser pyrolysis reactors for the synthesis of nanoparticles and associated methods
US20120060904A1 (en) * 2010-09-13 2012-03-15 Smith David D Fabrication Of Solar Cells With Silicon Nano-Particles
US20130298989A1 (en) * 2010-12-10 2013-11-14 Teijin Limited Semiconductor laminate, semiconductor device, method for producing semiconductor laminate, and method for manufacturing semiconductor device
US8858843B2 (en) 2010-12-14 2014-10-14 Innovalight, Inc. High fidelity doping paste and methods thereof
US9368655B2 (en) * 2010-12-27 2016-06-14 Lg Electronics Inc. Solar cell and method for manufacturing the same
US8912083B2 (en) 2011-01-31 2014-12-16 Nanogram Corporation Silicon substrates with doped surface contacts formed from doped silicon inks and corresponding processes
EP2490268A1 (en) * 2011-02-03 2012-08-22 Imec Method for fabricating photovoltaic cells
JP6028238B2 (ja) * 2011-02-08 2016-11-16 小川　一文 半導体微粒子膜、ダイオード、光電変換素子およびそれらの製造方法
CN102169909A (zh) * 2011-03-04 2011-08-31 中山大学 一种具有低串联电阻的晶体硅太阳电池及其制备方法
CA2829269A1 (en) * 2011-03-08 2012-09-13 Merck Patent Gmbh Aluminium oxide-based metallisation barrier
CN102254960A (zh) * 2011-07-18 2011-11-23 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 一种晶体硅太阳能电池p型硅表面的钝化层及其制备方法
US8629294B2 (en) 2011-08-25 2014-01-14 Honeywell International Inc. Borate esters, boron-comprising dopants, and methods of fabricating boron-comprising dopants
KR101969032B1 (ko) * 2011-09-07 2019-04-15 엘지전자 주식회사 태양전지 및 이의 제조방법
US20130334501A1 (en) * 2011-09-15 2013-12-19 The Regents Of The University Of California Field-Effect P-N Junction
US9246434B2 (en) * 2011-09-26 2016-01-26 First Solar, Inc System and method for estimating the short circuit current of a solar device
US8975170B2 (en) 2011-10-24 2015-03-10 Honeywell International Inc. Dopant ink compositions for forming doped regions in semiconductor substrates, and methods for fabricating dopant ink compositions
US8822262B2 (en) * 2011-12-22 2014-09-02 Sunpower Corporation Fabricating solar cells with silicon nanoparticles
US9024367B2 (en) 2012-02-24 2015-05-05 The Regents Of The University Of California Field-effect P-N junction
KR101879781B1 (ko) * 2012-05-11 2018-08-16 엘지전자 주식회사 태양 전지, 불순물층의 형성 방법 및 태양 전지의 제조 방법
KR101921738B1 (ko) * 2012-06-26 2018-11-23 엘지전자 주식회사 태양 전지
SG11201500617SA (en) * 2012-08-22 2015-03-30 Newsouth Innovations Pty Ltd A method of forming a contact for a photovoltaic cell
KR101956734B1 (ko) * 2012-09-19 2019-03-11 엘지전자 주식회사 태양 전지 및 그의 제조 방법
US20140166093A1 (en) * 2012-12-18 2014-06-19 Paul Loscutoff Solar cell emitter region fabrication using n-type doped silicon nano-particles
US20140166094A1 (en) * 2012-12-18 2014-06-19 Paul Loscutoff Solar cell emitter region fabrication using etch resistant film
US20140179049A1 (en) * 2012-12-20 2014-06-26 Nanogram Corporation Silicon/germanium-based nanoparticle pastes with ultra low metal contamination
WO2014189886A1 (en) 2013-05-24 2014-11-27 Nanogram Corporation Printable inks with silicon/germanium based nanoparticles with high viscosity alcohol solvents
DE102015205230B4 (de) * 2015-03-23 2023-01-19 Universität Duisburg-Essen Verfahren zur Herstellung von Bauelementen aufweisend eine Schottky-Diode mittels Drucktechnik und Bauelement
US10784396B2 (en) * 2015-09-30 2020-09-22 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solar cell, solar cell module, and production method for solar cell
US10923610B2 (en) 2015-09-30 2021-02-16 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solar cell and solar cell module
US20170121487A1 (en) * 2015-11-03 2017-05-04 Kaneka Americas Holding, Inc. Control of nanoparticles dispersion stability through dielectric constant tuning, and determination of intrinsic dielectric constant of surfactant-free nanoparticles
US10971647B2 (en) * 2018-05-07 2021-04-06 Amberwave, Inc. Solar cell via thin film solder bond
CN108597974B (zh) * 2018-05-11 2020-04-17 苏州大学 一种基于n型单晶Si的高效光阴极的设计方法
CN108735829A (zh) * 2018-07-12 2018-11-02 浙江爱旭太阳能科技有限公司 能够提升背面光电转换效率的p型perc双面太阳能电池及其制备方法
WO2021202681A1 (en) 2020-04-03 2021-10-07 Lam Research Corporation Pre-exposure photoresist curing to enhance euv lithographic performance

Family Cites Families (34)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US667163A (en) * 1900-04-16 1901-01-29 Emily L A Callaway Rotary engine.
US4133698A (en) * 1977-12-27 1979-01-09 Texas Instruments Incorporated Tandem junction solar cell
US4703553A (en) * 1986-06-16 1987-11-03 Spectrolab, Inc. Drive through doping process for manufacturing low back surface recombination solar cells
DE4235376A1 (de) * 1991-10-19 1993-04-22 Hahn Meitner Kernforsch Verfahren zur herstellung einer solarzelle
US5720827A (en) * 1996-07-19 1998-02-24 University Of Florida Design for the fabrication of high efficiency solar cells
US5766971A (en) * 1996-12-13 1998-06-16 International Business Machines Corporation Oxide strip that improves planarity
EP1056548B1 (en) * 1998-01-22 2008-10-15 Purdue Research Foundation Functionalized porous silicon surfaces
JP3732947B2 (ja) * 1998-04-27 2006-01-11 京セラ株式会社 太陽電池素子の製造方法
AU1311900A (en) * 1998-10-09 2000-05-01 Trustees Of Columbia University In The City Of New York, The Solid-state photoelectric device
US6485986B1 (en) * 1999-11-19 2002-11-26 Purdue Research Foundation Functionalized silicon surfaces
US6277766B1 (en) * 2000-02-03 2001-08-21 Michael Raymond Ayers Method of making fullerene-decorated nanoparticles and their use as a low dielectric constant material for semiconductor devices
US6986818B2 (en) * 2000-06-02 2006-01-17 The Regents Of The University Of California Method for producing nanostructured metal-oxides
US6569979B1 (en) * 2000-09-08 2003-05-27 Wisconsin Alumni Research Foundation Modified carbon, silicon, & germanium surfaces
CA2326043A1 (en) * 2000-11-16 2002-05-16 National Research Council Of Canada Functionalised silicon surfaces, and method for their production
US6710366B1 (en) * 2001-08-02 2004-03-23 Ultradots, Inc. Nanocomposite materials with engineered properties
JP4244549B2 (ja) * 2001-11-13 2009-03-25 トヨタ自動車株式会社 光電変換素子及びその製造方法
EP2399970A3 (en) * 2002-09-05 2012-04-18 Nanosys, Inc. Nanocomposites
WO2004023527A2 (en) * 2002-09-05 2004-03-18 Nanosys, Inc. Nanostructure and nanocomposite based compositions and photovoltaic devices
AU2003302960A1 (en) * 2002-12-13 2004-07-09 Samwha Electronics Co., Ltd. Silicon wafer for solar cell and the same manufacturing method
US7371666B2 (en) * 2003-03-12 2008-05-13 The Research Foundation Of State University Of New York Process for producing luminescent silicon nanoparticles
US8105923B2 (en) * 2003-04-14 2012-01-31 Centre National De La Recherche Scientifique Sintered semiconductor material
JP2004342654A (ja) * 2003-05-13 2004-12-02 Dainippon Screen Mfg Co Ltd 基板処理装置
US7170001B2 (en) * 2003-06-26 2007-01-30 Advent Solar, Inc. Fabrication of back-contacted silicon solar cells using thermomigration to create conductive vias
KR100619379B1 (ko) * 2003-06-27 2006-09-05 삼성전자주식회사 발광소자용 양자점 실리케이트 박막의 제조방법
US6943054B2 (en) * 2003-07-25 2005-09-13 The Regents Of The University Of California Attachment of organic molecules to group III, IV or V substrates
US7723394B2 (en) * 2003-11-17 2010-05-25 Los Alamos National Security, Llc Nanocrystal/sol-gel nanocomposites
JP4518806B2 (ja) * 2004-01-16 2010-08-04 京セラ株式会社 光電変換装置およびその製造方法
DE102004060737B4 (de) * 2004-12-15 2007-03-08 Degussa Ag Verfahren zur Herstellung von halbleitenden oder photovoltaisch aktiven Filmen
FR2881879B1 (fr) * 2005-02-08 2007-03-09 Commissariat Energie Atomique Procede de realisation de contacts metal/semi-conducteur a travers un dielectrique.
US20070169808A1 (en) * 2006-01-26 2007-07-26 Kherani Nazir P Solar cell
US8791359B2 (en) * 2006-01-28 2014-07-29 Banpil Photonics, Inc. High efficiency photovoltaic cells
US7705237B2 (en) * 2006-11-27 2010-04-27 Sunpower Corporation Solar cell having silicon nano-particle emitter
US8632702B2 (en) * 2007-01-03 2014-01-21 Nanogram Corporation Silicon/germanium particle inks, doped particles, printing and processes for semiconductor applications
US8853527B2 (en) * 2007-02-16 2014-10-07 Nanogram Corporation Solar cell structures, photovoltaic panels and corresponding processes

Also Published As

Publication number Publication date
EP2191513A2 (en) 2010-06-02
JP5543350B2 (ja) 2014-07-09
US20120009721A1 (en) 2012-01-12
US20100275982A1 (en) 2010-11-04
WO2009032359A2 (en) 2009-03-12
EP2191513B1 (en) 2015-12-23
EP2530725A2 (en) 2012-12-05
KR20100075467A (ko) 2010-07-02
CN101828266A (zh) 2010-09-08
WO2009032359A3 (en) 2010-03-11
JP2011505679A (ja) 2011-02-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101828266B (zh) Ⅳ族纳米颗粒结以及由其构成的设备
US7704866B2 (en) Methods for forming composite nanoparticle-metal metallization contacts on a substrate
US7615393B1 (en) Methods of forming multi-doped junctions on a substrate
US7923368B2 (en) Junction formation on wafer substrates using group IV nanoparticles
US9378957B2 (en) Silicon substrates with doped surface contacts formed from doped silicon based inks and corresponding processes
CN102047389B (zh) 使用ⅳ族纳米颗粒在晶片基底上形成结区
US20140151706A1 (en) Structures incorporating silicon nanoparticle inks, densified silicon materials from nanoparticle silicon deposits and corresponding methods
EP2345062A1 (en) Methods of forming multi-doped junctions on a substrate
JP2009521819A (ja) 相変化インクを用いて、半導体ウェハ上に電気接点を形成するプロセス
AU2011302584B2 (en) Fabrication of solar cells with silicon nano-particles
US20190221683A1 (en) Screen printing electrical contacts to nanostructured areas
JP5656330B2 (ja) 光電変換装置の作製方法
JP2012023348A (ja) 光電変換装置及びその作製方法
JP2012023347A (ja) 光電変換装置及びその作製方法
CN104393067B (zh) 一种纳米结构太阳电池及其制备方法
CN106098812A (zh) 一种基于氧掺杂碲化锌纳米线阵列的太阳电池及制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20201231

Address after: Delaware, USA

Patentee after: DuPont Electronics

Address before: California, USA

Patentee before: Innovalight, Inc.

TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20210430

Address after: Delaware, USA

Patentee after: Sun paster Co.,Ltd.

Address before: Delaware, USA

Patentee before: DuPont Electronics

EE01 Entry into force of recordation of patent licensing contract
EE01 Entry into force of recordation of patent licensing contract

Application publication date: 20100908

Assignee: Jiangsu SOTE Electronic Material Co.,Ltd.

Assignor: Sun paster Co.,Ltd.

Contract record no.: X2021990000521

Denomination of invention: Group IV nanoparticle junction and equipment composed thereof

Granted publication date: 20121128

License type: Common License

Record date: 20210826