Исследование жидкофазной эпитаксии и диффузии примесей из жидкой и газовой фаз для структур солнечных элементов на основе AlGaAs/GaAs и GaSb тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК ФИЗИКО-ТЕХНИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ им. А.Ф. ИОФФЕ

На правах рукописи

НАМАЗОВ Али Княз оглы

УДК 621.383.5:546.6*85

ИССЛЕДОВАНИЕ ЖИДКОФАЗНОЙ ЭПИТАКСИИ И ДИФФУЗИИ ПРИМЕСЕЙ ИЗ ЖИДКОЙ И ГАЗОВОЙ ФАЗ ДЛЯ СТРУКТУР СОЛНЕЧНЫХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ОСНОВЕ АЮаАз/СаАв И ваБЬ

(специальность 01.04.10 - физика полупроводников и диэлектриков)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Санкт-Петербург 1995

Работа выполнена в Ордена Ленина физико-техническом институте им. А.Ф. Иоффе РАН.

Научные руководители:

Лауреат Ленинской и Государственной премий, доктор технических наук,

профессор В.М.Андрее!

Лауреат премии Ленинского комсомола, кандидат физико-математических наук,

старший научный сотрудник О.В. Сулима Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук Г.А. Медведки

кандидат технических наук О.И. Чост;

Ведущая организация: Санкт-Петербургский технический университе'

Защита состоится " г1°А " Ь'-каи 1995 г. в <( .4 часов на заседании диссертационного совета К 003.23.01. в Физико-техническом институте им. А.Ф. Иоффе РАН, по адресу: 194021, Санкт-Петербург, Политехническая ул., 26.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке ФТИ им. А.Ф Иоффе РАН.

Отзывы на автореферг" в двух экземплярах, заверенные печатью, проем высылать по вышеуказанному адресу, на имя ученого секретаря диссертационного совета.

Автореферат разослан ". t995 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат физико-математических наук

Г.С. Куликов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. В сфере фотоэлектрического преобразования солнечной энергии, несмотря на прогресс последних лет, по-прежнему стоит вопрос 9 повышении КПД солнечных элементов (СЭ) наряду с уменьшением стоимости единицы мощности солнечных энергоустановок. Анализ научных статей и рекламных изданий фирм-производителей СЭ и установок на их основе показал, что интерес к ним, а следовательно, и цена таких установок имеют ярко выраженную суперлинейную зависимость от КПД СЭ. Это указывает на актуальность исследований, направленных на повышение КПД СЭ.

Особое место в обширном семействе солнечных элементов занимают ге-терофотопреобразователи на основе ваЛв. Гетерофотопреобразователи на основе СэАб, впервые разработанные в Физико-техническом институте им А.Ф. Иоффе в 1970 году, обеспечивают на данный момент максимальный КПД преобразования как прямого, так и концентрированного солнечного излучения, имеют наилучшую температурную и высокую радиационную стабильность КПД, хорошо сочетаются с другими материалами в каскадных солнечных элементах, в частности,с БаБЬ.

Для производства гетерофотопреобразовагелей на основе ОаАэ в настоящий момент широко используется метод газофазовой эпитаксии из металл -органических соединений (МОГФЭ). Недостатком этого метода является использование особо токсичных газов, что уже привело к человеческим жертвам при авариях на установках для МОГФЭ, а также высокая техническая сложность и. соответственно, стоимость установок. Альтернативой этому методу является жидкофазная эпитаксия (ЖФЭ), которая характеризуется отсутствием использования опасных веществ, способных в случае аварии привести к катастрофическим последствиям, простотой и низкой стоимостью технологическою оборудования. Таким образом, пои достижении высокой производительности метода ЖФЭ и высоких КПД СЭ, созданных на сснпио ЖФЭ-отруктур, яют метод может быть предпочтительнее МОГФЭ

является проведение физико-техноло

гических исследований эпитаксиального роста в системе А1-Оа-Ав и диффузии примесей из жидкой и газовых фаз для получения структур высокоэффективных СЭ большой площади и увеличения производительности метода ЖФЭ, а также разработка солнечных элементов на основе СаБЬ, хорошо сочетающихся с СЭ на основе СаАэ в каскадных СЭ, для дальнейшего повышения КПД фотоэлектрических преобразователей.

Показано, что изотермическая ЖФЭ в системе "А1-Са-Аз-2п-расплав / СаАБ-подложка" в отличие от ЖФЭ с принудительным охлаждением расплава позволяет получать структуры для СЭ больших площадей (> 6 см2) без дефектов, снижающих напряжение холостого хода.

Обнаружено, что при изотермической ЖФЭ положение подложки (горизонтальное или вертикальное) играет существенную роль в последовательности и характере процессов растворения и роста, протекающих на границе жидкой и твердых фаз.

Определено влияние состава газовой фазы и температуры на процесс низкотемпературной (Тмин= 450°С ) диффузии цинка в ваБЬ в квазизакрытой системе.

Показано, что низкотемпературная диффузия цинка из газовой фазы в квазизакрытой системе позволяет воспроизводимо и производительно получать структуры для СаЭЬ СЭ.

Полученные результаты имеют большое практическое значение для создания СЭ наземного и космического назначения.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. При изотермической эпитаксии из жидкой фазы А1-Са-Аь на подложке СаАв, находящейся в горизонтальном положении, растворение подложки предшествует эпитаксиальному росту на ней соя АЮаАэ, а в вертикальном положении оба процесса происходят одновременно, что объясняется различными условиями для конвекции избыточного мышьяка в расплаве.

заключается в следующем.

2. Изотермическая жидкофазная эпитаксия, сопровождающаяся ди фузией цинка из жидкой фазы, в отличие от жидкофазной эпитаксии с принудительным охлаждением расплавов позволяет получать структуры для AIGaAs / GaAs солнечных элементов площадью до 6 см2 без микродефектов, что приводит к увеличению напряжения холостого хода солнечных элементов.

3. Изотермическая эпитаксия в системе "AI-Ga-As-Zn-pacnnaa/GaAs-noA-ложка" как при вертикальном, так и горизонтальном расположении подложек позволяет получать солнечные элементы с площадью до 4 см2 с КПД больше 22% (АМ1.5) при прямой засветке и КПД около 25 % (AM 1.5) при концентрации солнечного излучения до 100 солнц.

4. Низкотемпературная диффузия цинка (Т = 450°С) в подложки n-GaSb обеспечивает воспроизводимое и производительное получение GaSb-структур с фотоэлектрическими характеристиками, удовлетворяющими требованиям к структурам солнечных элементов: близкой к 100% внутренней квантовой эффективностью в диапазоне длин волн В00 - 1650 нм, низкими токами утечки р-п-перехода и напряжением холостого хода 0.48 В при засветке, соответствующей примерно 100 солнцам.

Апробация результатов работы, Основные результаты диссертационной работы докладывались на 5-ой Всесоюзной конференции по физическим процессам в полупроводниковых гетероструктурах (Калуга, 1990 г.) и 4-ой Европейской конференции по космической энергетике (Пуатье, Франция, 1995 г.).'

Публикации^ По теме диссертации опубликовано 4 научных работы. Список публикаций приводится в конце реферата.

Обье.М.работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, залключе-ния и списка литературы. Она состоит из 105 страниц, 48 рисунков. I таблицы Список цитируемой литературы насчитывает 61 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулирована цель исследования. Приводится кр'аткое изложение содержания диссертационной работы. Перечислены основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе рассмотрены особенности процесса жидкофазной эпи-таксии с использованием принудительного охлаждения А1-Са-Аз-расплава на СаДв-подлсжке. Описывается производительная поршнево-сдвиговая кассета на два расплава с вертикальным расположением подложек, позволяющая регулировать уровень недосыщения или пересыщения расплавов по мышьяку и создавать многослойные структуры солнечных элементов размером _ 2.5 х 2.5 см2.

Исследовано 4 способа использования магния для АЮаАв/СаАэ солнечных элементов: (а) эпитаксиальный рост слоёа р-СаАэМд, (б) эпитаксиальный рост олоёв АЮаАз:Мд,.(в) диффузия магния в БаЛв из расплава для выращивания рАЮаАэМд, (д) диффузия магния в СаАэ (АЮаАэ) из газовой фазы с использованием специального источника магния. Показано, что удовлетворительную воспроизводимость результатов при создании структур солнечных элементов обеспечивает только процесс диффузии магния из жидкой фазы для ваАз и эпитаксиальный рост из магнийсодержащих расплавов для АЮаАэ.

Исследование легирования эпитаксиапьных слоёв ваАа германием показало хорошую воспроизводимость этого процесса и позволило обнаружить следующую зависимость при температурах роста Т£600'С: чем меньше температура роста, тем при том же количестве германия в расплаве больше концентрация дырок в р-СаА5:Ое.

Приводятся результаты исследования процесса локального формирования дефектов роста (микрократеров) в эпитаксиальных слоях. Основной особенностью эпитаксиального роста слоёв как р-СаАэ^е, так и п-БаАБ^п явилось локальное образование небольших, обычно круглых дефектов с радиусом от нескольких мкм до 10-20 мкм, в которых отсутствовал рост эпитаксиального слоя. Такие дефекты обычно расположены неравномерно и расстояние между

ними может составлять от сотен микрон до сантиметра. Обычно в центре око-го дефекта наблюдалось микровключение размером а несколько микрон. В данной работе были обнаружены следующие закономерности образования микрократеров: (а) микрократеры образуются при росте из пересыщенных и неоднородно насыщенных по мышьяку расплавов, (б) образование микрократеров возможно даже при предшествующем росту слоя подрастворении подложки расплавом. В связи с этим высказано предположение, что образование микрократеров связано с наличием в пересыщенном или неоднородно насыщенном расплаве микрокристаллов ваАб, адгезия которых на поверхности подложки может приводить к отсутствию роста вблизи таких микрокристаллов, осевших на поверхности. Отсутствие роста вблизи микрокристаллов можно объяснить тем, что пересыщение из расплава при охлаждении снимается преимущественно на таком микрокристалле, приводя к увеличению его размера и отсутствию зародышеобразования в непосредственной близости от него. Полное устранение микрократеров при эпитаксиальном росте ваАв в разработанной кассете происходило при создании недосыщения по баЛы, используемому для насыщения, в 6.4 вес.% (соответствует глубине растворения 16 мкм для условий эпитаксии), что однако делает практически невозможным получение структур оптимальных конструкций для высокоэффективных солнечных элементов. При получении же оптимальных структур области, не содержащие микрократеры, ограничивались площадью всего в несколько мм2.

В результате проведенных в 1-ой главе исследований делается вывод о невозможности полного исключения образования микрократеров в струкгурах для получения высокоэффективных солнечных элементов больших площадей (несколько см2) при использовании ЖФЭ с принудительным охлаждением.

Во_атовой_глав9 как альтернатива ЖФЭ с принудительным охлаждением расплавов исследуется изотермическая ЖФЭ в системе "А1-Оа-Л5-2п-распмап /СаАв-подложка".

Описывается новый тип высокопроизводительной кассе гы мл один рас плав с вертикально расположенными 2.5 х 2.5 см2 подножками, предназначим'

мой дня получения структур солнечных элементов при использовании изотермической ЖФЭ.

Показано, что процесс формирования структуры солнечного элемента при изотермической ЖФЭ в системе "АЬСа-Ав-гп-расплав/СаАз-подложка" можно разбить на три составляющих: а) подрастворение подложки, б) рост слоя АЮаАэ и) формирование диффузионного слоя р-СаАэ. Эпитаксиальный процесс протекал при температуре 850°С или 865"С. Относительно высокая тммература процесса определялась необходимостью отжига подложки под расплавом для увеличения значения диффузионной длины дырок в подложке и ОаЛэ {1].

Обна( /жены различия в морфологии структур, выращенных на горизон-тльно и вертикально расположенных подложках: структуры, выращенные на го-ри.юнгалмю расположенных подложках, в целом имели ровную поверхность, в го время как структуры, выращенные на вертикально расположенных подложках. имели локальные неоднородности с диаметром приблизительно 10 мкм, представляющие собой области с более толстым ( до 1 мкм), чем в среднем по структуре (=» 0.1 мкм) слоем АЮаАэ, окруженным более тонким слоем.

Показано, что в структурах на горизонтально расположенных подложках процесс изотермической ЖФЭ можно разделить на 2 разделённых во времени Э!апа: сильное подрастворение подложки в начале процесса и последующий рост ДЮзАй. В случае изотермической ЖФЭ на вертикально расположенных подложках процессы подрастворения ваАз и образования слоя АЮаАз происходят одновременно, т.е. они разделены по месту, но не по времени.

В качестве причины обнаруженных различий рассматриваются различные условия для конвекции избыточного мышьяка в расплаве: в случае эпитаксии на горизонтально расположенных подложках конвекция возможна благодаря пбртопанию более лёгких по сравнение со средней плотностью расплава ( в ог ионном галлия), составляющей » 5.9 г/ см3 , микрокристаллов СаАэ (р = 5.3 г/см'), пплниьающпх в расплаве из-за химического взаимодействия галлия и т." М'.|Г.г)»д:ти1'Т(ч:я в процессе подрастворения подложки мышьяка. Такая

конвекция микрокристаллов ОаАэ приводит к быстрому переносу высвобс <да ющегося мышьяка от границы жидкое-твёрдое в объём расплава. В этом случае подрастворение подложки происходит относительно однородно без образования областей с локальным пересыщением вблизи границы жидкое-твёрдое. В случае вертикально расположенных подложек конвекция микрокристаллов СаАэ отсутствует, т.к. в этом случае она должна происходить не перпендикулярно поверхности подложки, а параллельно. Однако в параллельном направлении градиент концентрации мышьяка практически отсутствует. Очевидно, что в условиях отсутствия конвекции вблизи подложки возможно образование локального пересыщения по мышьяку еще на стадии подрасгворения подложки и, соответственно, локальный рост АЮаАз, приводящий к неоднородности толщины слоя АЮаАв по поверхности структуры.

Исследован процесс диффузии цинка из жидкой фазы при изотермической ЖФЭ. Так как температура диффузии (850'С или 865°С ) определялась необходимостью термоотжига подложки под расплавом, а минимальная длительность диффузии временем формирования слоя АЮаАв по всей поверхности структуры (20-30 мин), то изменение параметров диффузионного слоя осуществлялось варьированием содержаниям цинка в расплаве. Для обеспечения возможности управления этими параметрами были определены профили распределения дырок в диффузионных слоях в зависимости от содержания цинка в расплаве.

Третья глава посвящена исследованиям низкотемпературной диффузии цинка из газовой фазы в ряд материалов: АЮаАк/СаАв - структуры, 1пР, 1пОаА$, ¡пваАБР и ваБЬ. В качестве технологического метода использовался метод диффузии в квазигерметичной графитовой кассете. Было разработано два вида графитовых кассет: для горизонтального и вертикального расположения подложек. Такие кассеты являются квазигерметичными, т е хотя имеющиеся между графитовыми деталями щеми и не обеспечивают полной I ормешчнонт рабочею объема кясгшм, 'ем ни менпо.они япля«ж:ч дот точно м.тет.щмп, чтобы обеспечить практически одинаковое цанлонн" п.щои 7и п оГнтпп

подложек. Давление паров цинка в данном исследовании при рабочих температурах диффузии составляло ~ 1 мм рт. ст..

В качестве ист очника цинка использовался чистый цинк. При необходимости понижения давления использовалось либо понижение температуры диффузии, либо добавление к цинку галлия. Для подавления вылета элемента

труппы (Аэ, Р, БЬ) при температурах диффузии использовались следующие методы: а) для СаАз, АЮэАэ, 1пОаАк - использование порошка 1пАв, который помещался вблизи подложек и давление паров которого превышал давление паров Аз над ваЛв, АЮаАв или 1пОаАв; б) для 1пР и 1пСаА5Р - использование порошка 1пР; в) для СаЗЬ - использование чистой сурьмы.

Было ¡оказано, что постэпитаксиальная низкотемпературная (500"С) диффузия цинка из газовой фазы в АЮаАв/СаАБ позволяет увеличить концентрацию ионизированных акцепторов вблизи гетерограницы в 10 раз и тем самым снизить контактное сопротивление солнечного элемента без снижения фототока.

Анализ литературы по диффузии цинка в 1пР показал, что в 1пР вне зависимости от способа проведения диффузии максимальная концентрация дырок достигает лишь 5 1018-И019 см"3, несмотря на концентрацию цинка до 1021 см-3. При проведении диффузии цинка в квазигерметичных графитовых кассетах максимальная концентрация дырок составляет * Ю18 см"3. Основной причиной несоответствия концентрации атомов цинка и дырок в 1пР является образование преципитатов, вероятнее всего,в виде фосфида цинка.

Было определено, что: (а) в профилях распределения дырок в диффузионном р-1пР отсутствует резкий фронт, диффузии, что приводит к зависимости глубины р-п-перехода от уровня легирования п-1пР; (б) зависимость толщины диффузионного слоя в 1пР и 1пваА5 при Т=420-460"С имеет линейную зависимость от корня из времени диффузии; (в) с уменьшением Ед твердых растворов 1пГ;яАчС н 1пО,эАя глубина диффузии цинка в них падает.

Диффузионные слои ваБЬ исследовались с помощью 3 методов: а) ра-мановской спектро ¿опии в сочетании с послойным анодным окислением и травлением, б) рентгеновской дифрактометрии, в) вторичной ионной масс-'спектроскопии. Данные по анодному окислению йаЗЬ в литературе отсутстгю-вали, что потребовало проведения исследования этого процесса. Было определено, что при анодном окислении ваБЬ усредненное значение удельной толщины окисляемого слоя составляет 2.0 нм/В, а удельной толщины окисла 2.3 нм/В.

Было обнаружено, что диффузия цинка сильно зависит от рабочего объема диффузионной кассеты, что объясняется различной интенсивностью вылета Сурьмы из подложки и, как следствие этого, разными механизмами диффузии. Добавление в кассоту сурьмы заметно уменьшало отмеченную зависимость. При диффузии цинка в СаЭЬ наблюдалось уменьшение параметра решётки на 0.002-О.ООЗА. Проведенные исследования продемонстрировали возможность использования диффузии цинка в ваБЬ в квазигерметичных графитовых кассетах для воспроизводимого и производительного получения при температуре 450"С толщин диффузионных слоев 0.2 - 0.5 мкм, необходимых для структур сочнечных элементов.

Четвертая глава посвящена исследованиям роста ваР и БаАз на кремнии. Эти исследования выполнены с целью определения потенциальных возможностей создания с помощью жидкофазной эпитаксии монолитных каскадных элементов на основе СаАэ и кремния. Было определено, что: (а) добавление »1 ат% магния в расплав галлия позволяет снизить температуру смачивания кремния до « 750'С; (б) при использовании олова в качестве металла-рас творителя возможно сплошное зараг ивание кремниевых подложек на площади « 2 см2 слоем ваР с толщиной ~ 10 мкм; (в) изотермическая эпитаксия из Бп-Са-Аэ жидкой фазы на подложке ваР (111) приводит к образованию сплошного разделительного слоя йаАзР и обеспечивает возможность выращивания на нем пленарных АЮаАэ/СаАЕ-структур; (г) при использовании буферных сл.-'н

ОаР и АЮаЛвР возможно выращивание АЮаАБ/ваАз-струюур на кремниевых подложках (111) с относительно высоким качеством. Так,спектры фотолюминесценции (ФЛ) (X = 632.8 им, Р= 5 мВт) уэкозонных слоев ОаАэ.Мд в гетеро-структурах, выращенных как на подложках кремния, так и СаАэ для Т = 77 К и Т = 300 К продемонстрировали близость значений полуширины спектров ФЛ (у = 30 мэВ, 70 мэВ для структуры на кремнии и у = 20 мэВ, 40 мэВ для структуры на СаАэ для,соотвотственно,Т = 77 и 300 К) и положений максимумов ФЛ для структур на подложках ваАз и кремния. При этом интенсивность ФЛ структур на кремнии была сравнима с интенсивностью ФЛ структур на ваЛв. Полуширина кривых качания отражения (111) излучения СиКа„ измеренная с помощью двухкристальното рентгеновского дифрактометра, составила 66 угл. сек для слоя БаАз в структуре на кремнии и 18 угл. сек для ваЛв, выращенного на ОаАэ подложке, чго указывает на относительное совершенство слоя ОаАэ в гетеро-структуро на кремнии.

Пятая, глава посвящена исследованию параметров созданных солнечных элементов.

Па основании исследований, описанных в главах 1 и 2, были созданы солнечные элементы, на которых были измерены фотоэлектрические характеристики. В связи с отмеченными в главе 2 преимуществами изотермической эгштаксии большинство структур солнечных элементов были созданы с помощью именно этого метода. Особенностями структур, полученных методом изотермической ЖФЭ, является: а) отсутствие эпитаксиальной базы из п-ОаАэ, б) диффузионный слой рваАя, в) широкозонный слой р-АЮаАз переменного состава. Толщина диффузионного слоя менялась в зависимости от назначения солнечного элемента - для наземного, космического применения, концентра-торного элемента - гя 0.15 до 2 мкм. Площадь солнечных элементов для преобразования никонцентрировмнного солнечного излучения составляла 1 см2 ИМИ 4 см', для пропбрпяоп.'мшн концешрнронанното излучения (до 100 солнц) - 0.13 см' И качество однослойною проспотлякнцого покрытия использовался ЯЦЫЛ, наноглк.иди с помощью нназмэ- з'чинщитаннот химическою осуждения

из газовой фазы. В качестве двуслойного просветляющего покрытия использовались Mg2F и Zi.J или Mg2F и SiN. Опгимизиросанная контактная сетка для 2x2 см2 солнечного элемента снижала затенение до 2%, а контактная стка концентраторного элемента до 3.1%.

В таблице приведены лучшие характеристики полученных солнечных элементов с одним эпитаксиальным и одним диффузионным слоями для солнечного спектра АМ1.5. Для сравнения в последней строке приведены рекордные для AlGaAs/GaAs солнечных элементов характеристики, достигнутые на шести-слойной структуре, выращенной методом МОГФЭ [2]. Окончательная проверка лучших солнечных элементов осуществлялась во Фраунгоферовском институте солнечных энергосистем (FhG-ISE) во Фрайбурге (ФРГ) и в Национальной лаборатории по возобновляемой энергии (NREL) в Голдене (США), входящих в состав всемирно признанных центров по измерению характеристик солнечных элементов.

Из таблицы следует, что солнечные элементы, полученные с помощью изотермической ЖФЭ, характеризуются рекордно высокими значениями U„ (максимальное достигнутое значение составило 1.035 В) при преобразовании неганцентрированного солнечного излучения ото может быть объяснено высоким качеством GaAs, формирующегося в процессе термообработки под расплавом, или снижением роли поверхностной рекомбинации в области контактов к AIGaAs переменного состава из-за действия встроенных тянущих полей.

Значения плотности фототока в таких элементах были на « 1мА/см2 меньше, чем в лучших МОГФЭ-солнечных элементах. Это можно объяснить лучшим собиранием носителей из п-области многослойной структуры с тыльным барьером.

Различие в плотности фототока между элементами, полученными с помощью вертикальной и горизонтальной изотермической эпитпксии, имело н данном случае чисто техническую причину. К сожалению, не было достигнуто высокой воспроизводимости качества просветляющих покрытий. Солнечны« элементы без просветляющих покрытий имели одинаковые спектральные ха-

ракгеристики вне зависимости от способа их получения. После нанесения просветляющих покрытий различия составляли *> 1мА/см2 . Таким образом,улучшение технологии изготовления просветляющих покрытий может обеспечить воспроизводимое получение плотности фототока 27 мА/см2 .

Увеличение фактора заполнения ВАХ может быть достигнуто путем снижения контактного сопротивления металл-полупроводник. Из-за отмеченного выше формирования контактов не к GaAs, а к слою AlGaAs, характеризующегося более высоким переходным сопротивлением, в структурах, полученных изотермической ЖФЭ, существует проблема относительно высокого контактного сопротивления (2х1СГ3 Ом см2). Одним из методов снижения этого сопротивления является упомянутая дополнительная диффузия цинка из газовой фазы. С помощью этого метода на отдельных образцах было достигнуто снижение контактного сопротивления до 3x10"5 Ом см2. В связи с этим можно ожидать получения значений FF, как в лучших солнечных элементах, т.е. 86-87%.

Таким образом, проведенные исследования показали, что солнечные элементы на основе структур, выращенных с помощью изотермической ЖФЭ, имеют реальный потенциал дальнейшего повышения КПД за счет повышения фототока до воспроизводимого значения 27 мА/см2 и увеличения FF до 8687%. При достижении этих значений и сохранении Ц^на уровне 1.032 В можно ожидать получения КПД 24%, что всего на 1 абсолютный % меньше рекордных результатов, достигнутых с помощью МОГФЭ.

Для оценки возможности применения разработанных солнечных элементов в космических условиях был осуществлен пересчет их КПД, который для спектра AMO дли лучших элементов составил 19.4 % и 21 4%, соответственно, для неконцентр^ованного излучения и для И00 солнц.

Было проведено исследование радиационной стойкости специально изготовленных 5x5 мм2 элементов в зависимости от юлщины слоя p-GaAs. Образцы облучались электронами с энергией 3.75 МэВ и с интенсивностью потока 1.5 хЮ" см гс"\ Доза облучения составляла 1х10,4-3х1015 см"2.

Было показано, что радиационная стойкость увеличивается с уменьшением толщины слоя р-ваАв. Такой же эффект наблюдался при облучении 1 МзВ-электронами [3] и 6.7 МэВ протонами [4].

Таблица

| Тип солнечного элемента КПД (%) Площадь (см2) ихх (В) и кз (мА/см2) РР (%) Измерение

|Горизонтальная I изотермическая ¡эпитаксия. | Мд2Р/2пЗ 23.3 23.3 1.00 1.00 1.027 1.025 27.0 27.0 84.0 84.1 РГКМБЕ ШЕ!.

I Вертикальная изотермическая эпитаксия. Мд2Р/&М 22.4 4.00 1.032 25.8 83.8 РИС-ЮЕ

¡Вертикальная изотермическая эпитаксия. |Коцентр. СЭ (105 солнц). I Призматичес. покрытие. 24.8 0.13 1.133 2695 85 РГЮ-^Е

| МОГФЭ [2] 25.1 3.91 1.022 28.2 87.1 ШЕ1.

Исследование изменения спектрального распределения фоточувствительности при облучении образцов с различной толщиной слоя р-СаАв показало, что в образцах с более тонким слоем р-ОаАэ изменяется преимущественно длинноволновая часть спектра. Относительная "стабильность" коротковолновой части спектра при этом объясняется тем, что поглощение коротковолнового излучения, прошедшего через широкозонный слой, происходит в основном в слое р-СаАз, собирание носителей тока из которого происходит с меньшими потерями, чем из п-СаАз,поскольку: а) коэффициент повреждения К^ в р-об-ласти меньше коэффициента повреждения К^ в п-области [5]; б) снижение

KUl оказывает меньшее влияние на эффективность собирания носителей из р-области, т.к. эти носители в отличие от носителей в п-области могут диффундировать (дрейфовать) только к р-п-переходу из-за наличия потенциального барьера Р-р-гетероперехода; в) в р-области имеется тянущее электрическое поле, увеличивающее эффективность собирания носителей.

Увеличение толщины p-GaAs приводило к падению фоточувствительности облученных солнечных элементов во всем спектральном диапазоне, что связано с увеличением расстояния области генерации фотоносителей до р-п-пере-хода и снижением величины тянущего электрического поля.

Значения отношения мощности лучших солнечных элементов до и после облучения составили 0.71-0.77 для дозы 1х10'5 см"2 и 0.55-0.6 для дозы Зх10,5см~2.

На основе GaSb диффузионных структур, описанных в главе 3, были изготовлены 4x4 мм2 солнечные элементы. В качестве особенностей разработанной технологии изготовления GaSb солнечного элементов можно отметить следующее: а) во избежание выхода р-n- перехода на торцы структуры диффузионная область формировалась локально, для чего использовались диффузионные маски из Si3N4 или Al203; б) контактная шина находилась большей частью на диффузионной маске, а не на диффузионном слое; в) диффузионноый слой в местах, свободных от контактной сетки, утоньшался с помощью операций анодного окисления, стравливания анодного окисла и повторного анодного окисления.

Операции "а" и "б" приводили к уменьшению тока утечки р- п-перехода: ток обратно смещенного диода составлял всего 0.1 мА при 0.7 В. Операция "в" приводила к увеличению фоготока при сохранении малого тока утечки.

Было продемонстрировано, что низкотемпературная диффузия цинка (Т = 450°С) в подложки n-GaSb обеспечивает воспроизводимое и производительное получение GaSb структур о фотоэлектрическими характеристиками, удо-вле1воряющими требованиям к струкгурам солнечных элементов: близкой к 100% йн/!оечной (rnamtmoi't эффект иннгхчыо о /щрмплгчнэ длин волн 800 -

1650 нм, низкими .оками утечки р-п-перехода и напряжением холостого хода

0.48.В при засветке, соответствующей примерно 100 солнцам. >

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ

1. Новая конструкция графитовой кассеты на 2 расплава при использовании ЖФЭ с принудительным охлаждением расплавов позволяет создавать ОэАб/ АЮаАэ-гетероструктуры площадью 2.5 х 2.5 см2 для солнечных элементов одновременно на шести вертикально расположенных подложках при возможности дальнейшего увеличения их числа без существенных изменений конструкции кассеты.

2. Установлено, что основной проблемой эпитзксиального роста при принудительном охлаждении расплава является локальное формирование микрократеров размером от единиц до десятков микрон. Их образование связано с наличием в пересыщенном или локально пересыщенном расплаве микрокристаллов СаАв. Эти микрокристаллы, осаждаясь на Границе роста, являются центрами кристаллизации и препятствуют р'чпу однородного эпитаксиального слоя в области единиц-десятков мкм вокруг себя.

3. Изотермическая ЖФЭ позволяет воспроизводимо и с высокой производительностью получать структуры для СЭ больших площадей (до « 6 смг), не содержащие эпитаксиальных микрократеров и пригодные для изготовления высокоэффективных СЭ.

4. Постэпитаксиальная низкотемпературная (500*С) диффузия цинка из газовой фазы в АЮаАв/ОаАз позволяет увеличить концентрацию ионизированных акцепторов вблизи гетерограницы в 10 раз и тем самым снизить контактное сопротивление солнечного элемента без снижения фототока.

5. Изотермическая эпитаксия в системе "А1-Са-Аз-*.п-расплав/СаАз-лодлож-ка" как при вертикальном, так и горизонтальном расположении подложек позволяет получать солнечные элементы с площадью до 4 см2 с КПД больше 22',Ь

(АМ1.5) при нормальной засветке и КПД около 25 % (AMI.5) при концентрации солнечного излучения до 100 солнц.

6. Радиационная стойкость AIGaAs/GaAs солнечных элементов, полученных изотермической эпитаксией, при облучении электронами с энергией 3,75 МэВ

в диапазоне доз 1х1014-3х1015 см"2 увеличивается с уменьшением толщины слоя p-GaAs. Значения отношения мощности лучших солнечных элементов до и после облучения составили 0.71-0.77 для дозы 1х10'5 см"2 и 0.55-0.6 для дозьг Зх10,5см"2.

7. При использовании буферных слоев GaP и AIGaAsP возможно выращивание AIGaAs/GaAs-структур на кремниевых подложках (111) с относительно высоким кристаллическим совершенством.

8. Диффузия цинка в подложки GaSb существенно существенно зависит от

V. -- ■

рабочего объема диффузионной кассеты, что объясняется различной интенсивностью вылета сурьмы из подложки и, как следствие этого, разными механизмами диффузии. Добавление сурьмы в кассету заметно уменьшает данную зависимость

9. Низкотемпературная диффузия цинка (Т = 450'С) в подложки n-GaSb обеспечивает воспроизводимое и производительное получение GaSb-структур с фотоэлектрическими характеристиками, удовлетворяющими требованиям к структурам солнечных элементов: близкой к 100% внутренней квантовой эффективностью в диапазоне длин волн 800 - 1650 нм, низкими токами утечки р-п-перехода и напряжением холостого хода 0.48 В при засветке, соответствующей примерно 100 солнцам.

Основные материалы диссертации опубликованы в следующих работах: 1. Андреев В.М., Намазов А.К., Сулима О.В. Пленарная и селективная жидко-фазная эпитаксин AIGaAs-GaP - гетероструктур на Si. - Тезисы 5-ой Всесоюзной конференции по физическим процессам в полупроводниковых гете-роструктурах, 1990, Калуга, т.2, с.31-32.

2. Андреев В.М., Минтакров A.M., Намазов А.К., Сулима О.В., Фалеев Н.Н., Якимов А.Ю. AIGaAs/GaAs гетероструктуры, полученные методом ЖФЭ на кремнии. - Письма в ЖТФ, 1991, т. 17(3), с. 1-3.

3. Beit А„ Baldus A., Blug A., Namazov A., Shvarts M.Z., Sulima O.V., Stollwerck G. Etchback-regrowlh process for AIGaAs/GaAs solar cells with built-in electric fields. - in: Proc. 4th European Space Power Coference, Poitiers, France, 1995.

4. Sulima O.V., Faleev N.N., Kazantsev A.B., Mintairov A.M., Namazov A. Low-temperature Zn diffusion for GaSb solar cell structures fabrication. - in: Proc. 4th European Space Power Coference, Poitiers, France, 1995.

ЛИТЕРАТУРА

1. Andreev V.M., Saliva O.K., Solov'ev V.A., Sulima O.V., Khammedov A.M. Bulk Non-radiative Recombination Reduction in nGaAs due to an Annealing under Ga-Al Melt. - Cryst. Res. Technol., v.23 (12), 1988, p.1531-1537.

2. Green M. A., Emery K. Solar Cell Efficiency Tables (Version 4). - Progress in Photovoltaics Research and Applications, v.2, 1994, p.231-234.

3. Flood D., Brandhorst H. in: Current topics in photovoltaics, v.2, Eds. Coutts T.J. and Meakin J.D., Academic Press, 1987, 208 p.

4. Андреев B.M., Гусинский Г.М., Калиноаский B.C., Салиева O.K., Соловьев 8.А'., Сулима О.В., Хаммедов A.M. Влияние радиации на фотоэлектрические параметры AIGaAs-(p-n)-GaAs-reTepocTpytcryp. - ФТП, 1988, т. 22(8), с. 13911395.

5. Yamaguchi М., Amano С. Numerical analysis for radiation-resistant GaAs hetero-face sotar cell structure - J. Appl. Phys., 1985, v. 57(2), p. 537-544.

Отпечатано на ротапринте ГШФ

Зак. 268, тир. 100, уч.-изд.лЛ; 26/17-1995г.

Беоплатно