Industriesolarzellen auf dünnem multikristallinem Silizium - KOPS ...

Industriesolarzellen auf dünnem multikristallinem Silizium:
Diffusionsverfahren, neue Materialien und bifaciale Strukturen
Andreas Kränzl

Bild Titelseite: Bifaciale Bor-BSF-Solarzelle über einem Spiegel gehalten

Industriesolarzellen auf dünnem multikristallinem Silizium:
Diffusionsverfahren, neue Materialien und bifaciale Strukturen
Dissertation
zur Erlangung des akademischen Grades
des Doktors der Naturwissenschaften
(Dr. rer. nat.)
an der Universität Konstanz
Fachbereich Physik
vorgelegt von
Andreas Kränzl
Tag der mündlichen Prüfung: 12.02.2007
Referent: Prof. Dr. Ernst Bucher
Referent: Prof. Dr. Ulrich Rüdiger

“The albedo is out there, waiting to be collected,
and this represents, today more than ever, a strong motivation for using bifacial cells.”
A. Cuevas [1]

Inhaltsverzeichnis
Einleitung 1
1 Industriesolarzellen 3
1.1 Herstellung von Rohsilizium 3
1.2 Herstellung von EG Silizium 4
1.3 Herstellung von Wafern 5
1.4 Herstellungsprozess von multikristallinen Siebdrucksolarzellen 5
1.4.1 Sägeschadenätzen, Texturierung und Waferreinigung 6
1.4.2 Phosphordiffusion 7
1.4.3 PECVD SiNx:H-Abscheidung 8
1.4.4 Kantenisolation 8
1.4.5 Siebdruck-/Dickfilmmetallisierung 9
1.4.6 Kontaktsintern und Feuerparameteroptimierung 9
2 Solarsilizium 11
2.1 Herstellung von Solarsilizium 12
2.2 Solarzellenergebnisse auf SoG-Silizium 12
2.3 Optimierung des Frontseitensiebdrucks bei großen Wafern 19
2.3.1 Optimierung des Fronseitensiebdrucks 19
2.3.2 Solarzellenergebnisse auf großen SoG-Si Wafern 23
2.3.3 Silberplatierung des Frontkontakts 26
3 Inline Diffusion 27
3.1 Diffusion 28
3.2 Übersicht Diffusionsverfahren 30
3.3 Dotierstoffe für die Inline-Diffusion 30
3.4 Experimente 31
3.4.1 Aufbringung des Dotierstoffs mit einer Sprühdüse 31
3.4.2 Diffusionsprozess 36
3.4.3 Entfernung der Rückstände des Dotierstoffes 38
3.4.4 Solarzellenergebnisse mit Inline Diffusion im Gürtelofen 41

4 Bor BSF Solarzellen 49
4.1 Solarzellenprozess 49
4.1.1 Bor-Diffusion 52
4.1.2 Entfernung des Borsilizids 55
4.1.3 Oxidation 55
4.1.4 Einfluss der BBr3-Diffusion und Oxidation auf τ Vol 56
4.1.5 Kontaktsintern und Feuerparameteroptimierung 57
4.2 Solarzellenergebnisse 58
4.2.1 mc-Si Solarzellen mit Bor-BSF ohne Rückseitenpassivierung 60
4.2.2 mc-Si Solarzellen mit Bor-BSF und Rückseitenpassivierung 63
4.2.3 mc-Si Solarzellen mit sauer isotroper Textur 66
4.2.4 Solarzellen auf Cz-Si 69
4.3 PC1D Simulationen zur bifacialer Beleuchtung 73
4.4 Messungen an Modulen unter realen Bedingungen 75
4.5 Modulverschaltung 80
4.6 Ausblick - Prozessoptimierung für die industrielle Umsetzung 84
4.6.1 Solar Grade Silizium 84
4.6.2 Solarzelle mit Spray-On-Prozess 86
4.6.3 Alternative Rückseitenpassivierung 91
4.6.4 Zukünftige Entwicklung der Bor-BSF-Solarzelle 93
Zusammenfassung 95
Anhang 97
Übersicht Bifaciale Solarzellen 97
Liste der Abkürzungen und verwendeten Symbole 101
Literaturverzeichnis 103
Eigene Publikationen 107
Danksagung 108

Einleitung 1
Einleitung
Regenerative Energien und vor allem die Photovoltaik sind immer weiter auf dem Vormarsch und
zeigen ein rasantes Wachstum. Motor dieser Entwicklung ist unter anderem die Tatsache, dass die
Vorräte an fossilen Brennstoffen sowie Uran (U 235 ) für Kernkraftwerke nur begrenzt vorhanden sind.
Die Prognosen, wie lang diese Energieträger noch zur Verfügung stehen, sind schwierig und hängen
entscheidend vom immer weiter steigenden Verbrauch ab. Anders die Sonne: Sie stellt ihre Energie
täglich zur Verfügung. Die Menge an Energie, die jeden Tag auf die Erde einstrahlt, würde unseren
Energieverbrauch um ein Vielfaches decken. Ein weiterer wichtiger Punkt ist die Reduktion von
Treibhausgasen. Es herrscht inzwischen Konsens darüber, dass der CO 2 -Ausstoß mitverantwortlich ist
für die Veränderung des Klimas der letzten Jahre. Solarzellen sind abgesehen von der CO 2 -
Produktion während ihrer Herstellung CO 2 -neutral, da sie die einfallende Strahlung der Sonne direkt in
Energie umwandeln.
Der Anteil der Photovoltaik bei der Energiegewinnung steigt kontinuierlich, das Wachstum ist aber
momentan durch die Knappheit von Silizium gebremst. Über 94 % [2] der kommerziell erhältlichen
Solarzellen basieren auf kristalliner Siliziumtechnologie. Aufgrund des enormen Wachstums der
Solarbranche kommt es inzwischen zu einem Engpass an aufbereitetem Silizium. Im Anfangsstadium
der Photovoltaikindustrie reichten die Reste an Silizium aus der Halbleiterindustrie aus, die
Bedürfnisse der wenigen Unternehmen im Bereich der Photovoltaik zu decken. Heute wird mehr
Silizium für die Herstellung von Solarzellen verwendet als für sonstige Halbleiterbauelemente (siehe
Abbildung 0.1).
Abbildung 0.1: Historie und Vorhersage des Bedarfs an Silizium der Halbleiter- (blau) und
Solarindustrie (grün), sowie für die Produktionskapazitäten von Silizium (rote Linie) [3].
Ziel ist es deshalb, die benötigte Menge an Silizium pro Wattpeak zu minimieren. Eine Möglichkeit ist
die Herstellung immer dünnerer Wafer, wodurch der Verbrauch von Silizium reduziert wird. Momentan

2
werden in der Industrie Solarzellen aus Wafern mit einer Dicke von ~200 μm produziert. Des Weiteren
werden neue, billigere Silizium-Materialien für die Herstellung von Solarzellen verwendet, um die
steigende Nachfrage der Photovoltaikindustrie zu bedienen.
Dadurch sollen aber auch die Herstellungskosten für Solarzellen gesenkt werden, um so den
Solarstrom auf dem Markt konkurrenzfähig zu machen. Diesen Sommer (2006) wurde Solarstrom
während der Spitzenlastzeiten zum ersten Mal an der Leipziger Strombörse günstiger gehandelt als
Storm aus konventionellen (Kohle, Atom) Kraftwerken [4]. Eine weitere Möglichkeit, Solarstrom
günstiger anzubieten, ist die Herstellung besserer Solarzellen (nach Möglichkeit bei gleichen oder
geringeren Herstellungskosten). Es gibt eine einfache Möglichkeit dieses Ziel zu erreichen, indem
man Solarzellen herstellt, die das Licht nicht nur auf einer Seite sondern zusätzlich auch das Streulicht
auf der Rückseite einsammeln.
Im ersten Teil der Arbeit wird die Siliziumaufbereitung und der Herstellungsprozess einer Siebdrucksolarzelle
beschrieben, wie er zurzeit in der Industrie benutzt wird.
Im zweiten Teil wird untersucht, wie sich der Industrieprozess an neue Silizium-Materialien, in
unserem Fall das Solarsilizium (englisch: Solar Grade SoG), anpassen und optimieren lässt.
Solarzellen auf Wafern der Größe 125x125 mm² und 156x156 mm² wurden prozessiert und analysiert.
Für Wafer der Größe 156x156 mm² wurde zusätzlich der Frontseitenkontakt optimiert.
Im dritten Teil wird die Inline-Diffusion mit aufgesprühten Dotierstoffquellen beschrieben. Inline-
Prozessierung, das heißt die Prozessierung in einer Linie bzw. am Fließband, stellt ein gutes Potential
zur Kostenreduzierung dar. Außerdem wird die mechanische Beanspruchung durch das Handling der
Wafer minimiert, was Inline-Prozessierung attraktiv für dünne Wafer macht.
Im vierten Teil wird ein alternatives, bifaciales Solarzellenkonzept für dünne Wafer vorgestellt. Dabei
wird die Basiskontaktierung auf der Rückseite der Solarzelle durch ein Fingergrid und nicht mehr
durch einen ganzflächigen, metallischen Kontakt realisiert, der aufgrund der unterschiedlichen
thermischen Ausdehnung verglichen mit Silizium zu einer Verbiegung der Solarzellen führt. Dies
verhindert die Durchbiegung der Wafer und ermöglicht eine bessere Passivierung der Rückseite durch
die Kombination von Bor-BSF (englisch: Back Surface Field) und Siliziumdioxid. Des Weiteren kann
die Solarzelle durch die offene Rückseitenstruktur Licht auf der Rückseite einsammeln, was zu einer
Steigerung der Ausgangsleistung führt. Mit Simulationen und durch Versuche mit fertigen Modulen im
Freien unter realen Bedingungen werden die Vorteile von bifacialen Solarzellenkonzepten belegt. Es
werden bifaciale Solarmodule vorgestellt, in denen sowohl p-Typ wie auch n-Typ Solarzellen
abwechselnd verschaltet sind.

Industriesolarzellen 3
1 Industriesolarzellen
Der Großteil der kommerziell erhältlichen Solarzellen beruht auf kristalliner Siliziumtechnologie. Der
Anteil der Solarzellen auf multikristallinen Wafern beträgt über 50 %. Der Anteil der monokristallinen
Wafer besteht hauptsächlich aus zonengereinigten (englisch: Float Zone FZ) Wafern und Czochralskigezogenen
Wafern (siehe Abbildung 1.1).
52%
multikristallines
Silizium
38%
monokristallines
Silizium
(Cz, FZ)
9.4%
Dünnfilm-Silizium
amorphes Silizium
sonstige
Abbildung 1.1: Anteile der verschiedenen Ausgangsmaterialien für die Solarzellenherstellung.
Zahlen aus [2].
Im folgenden Kapitel werden die Herstellung von Rohsilizium, sowie die weiteren Schritte bis zum
Siliziumwafer kurz skizziert. Der Großteil der multikristallinen Solarzellen wird im Siebdruckverfahren
hergestellt. Der Herstellungsprozess einer typischen Siebdrucksolarzelle wird beschrieben.
1.1 Herstellung von Rohsilizium
Silizium ist das zweithäufigste Element in der Erdkruste (nach Sauerstoff) und kommt als Siliziumoxid
SiO 2 in Sand und Quarz vor. Durch Reduktion wird in großen Schmelzöfen (siehe Abbildung 1.2)
Rohsilizium gewonnen. Dazu wird meistens Quarz und Kohlenstoff in einem Graphitkegel mit einem
Lichtbogen bei einer Temperatur von 1800°C zum Schmelzen gebracht. Gemäß der Reaktionsgleichung
SiO 2 + 2C → Si + 2CO
entsteht elementares Silizium, das aus der Schmelze abgeführt werden kann und zunächst noch
flüssig vorliegt (T m ≈ 1415°C). Das so erhaltene Rohsilizium (englisch: Metallurgical Grade MG-Si) hat
eine Reinheit von 98% - 99%.

4
Abbildung 1.2: Schematische Ansicht des Schmelzofens zur Siliziumgewinnung [5].
Der Energieaufwand zur Herstellung von Rohsilizium beträgt ~14 kWh/kg [5]. Wegen des hohen
Energieverbrauch findet die Silizium-Herstellung hauptsächlich in Ländern statt, in denen ein Großteil
der Elektrizität durch Wasserkraft kostengünstig gewonnen werden kann. Das in diesem Kapitel
beschriebene SoG-Silizium stammt von der Firma Elkem aus Norwegen, dem größten Siliziumhersteller
weltweit.
1.2 Herstellung von EG Silizium
Zum Reinigen des metallurgischen Siliziums geht man klassisch über die Gasphase. Destillationsverfahren
erlauben es, das Silizium einfach zu reinigen. Dies geschieht im so genannten Siemens-
Prozess, der in den 50iger Jahren entwickelt wurde. Zunächst wird Silizium gemäß der
Reaktionsgleichung
Si + 3 HCl → SiHCl 3 + H 2
in Trichlorsilan umgewandelt, das bei Temperaturen unter 30°C flüssig ist. Flüssigkeiten können mit
Destillationsverfahren wesentlich leichter gereinigt werden als Feststoffe. Das so gereinigt Trichlorsilan
besitzt nur noch eine Restverunreinigung von weniger als 10 -10 %.
Das hochreine Silizium wird in CVD -Reaktoren (englisch: Chemical Vapor Deposition, siehe
Abbildung 1.3) gemäß der Reaktionsgleichung
4 SiHCl 3 + 2 H 2 → 3 Si + SiCl 4 + 8 HCl
abgeschieden.
Der Energieaufwand für die Herstellung von EG-Silizium aus Rohsilizium wird in der Literatur mit 100-
250 kWh/kg angegeben [6].

Industriesolarzellen 5
Abbildung 1.3: Schematische Ansicht des CVD-Reaktors zur Silizium-Abscheidung aus
Trichlorsilan [5].
1.3 Herstellung von Wafern
Das so gewonnene EG-Silizium kann nun in verschiedenen Kristallisationsverfahren weiterverarbeitet
werden. Zunächst werden einkristalline Ingots oder multikristalline Siliziumblöcke hergestellt.
Beim Czochralski-Verfahren (Cz) wird an einem einkristallinen Siliziumkeim ein Einkristall aus einer
Schmelze gezogen, die sich in einem Quarztiegel befindet. Die Grunddotierung des Kristalls wird
durch Zugabe von entsprechend hochdotiertem Silizium schon während des Ziehens bestimmt. Beim
Zonenzieh-Verfahren (FZ Floatzone) werden die polykristallinen Stäbe aus dem CVD Reaktor mit
einem Keimkristall verschmolzen und dann zonenweise aufgeschmolzen und einkristallin
rekristallisiert. Beim multikristallinen Silizium wird das Rohmaterial in Quarztiegel gegossen. Durch
eine entsprechende Temperaturverteilung wird eine gerichtete Erstarrung erzielt. Daraus werden dann
die Wafer für die Solarzellenfertigung gesägt.
Alternativ können auch direkt Wafer aus einer Siliziumschmelze gezogen (so genannte EFG „edge
defined film fed growth“ Wafer) oder gegossen (so genannte RGS „ribbon growth substrate“ Wafer)
werden [7]. Eine Beschreibung des gesamten klassischen Herstellungsprozesses vom Rohmaterial
zum Wafer findet man in Lehrbüchern [5], [8].
1.4 Herstellungsprozess von multikristallinen
Siebdrucksolarzellen
Abbildung 1.4 zeigt den schematischen Querschnitt durch eine derzeit übliche Industriesolarzelle.
Verwendet wird ein multikristalliner p-Typ Silizium-Wafer (Bor-Dotierung 0,5-1,5 Ωcm). Auf der
Vorderseite (oben) befindet sich der mit Phosphor dotierte Emitter, die Siliziumnitrid (SiN x :H)-
Antireflexionsschicht (ARC englisch: Antireflexion Coating) und der siebgedruckte Silber-Frontkontakt.
Auf der Rückseite liegt der hochdotierte (10 18 -10 19 cm -3 ) p + -Bereich (BSF engl. Back Surface Field)

6
und der ganzflächige Aluminium-Rückkontakt. Das BSF wirft die Minoritätsladungsträger aufgrund des
elektrischen Feldes in den Wafer zurück.
Abbildung 1.4: Schematischer Querschnitt durch eine typische Industriesolarzelle
Der in diesem Kapitel beschriebene Solarzellenprozess ist typisch für Solarzellen auf multikristallinem
Silizium. Typische Wirkungsgrade für so hergestellte Solarzellen auf p-Typ Silizium-Wafer (Bor-
Dotierung 0,5-1,5 Ωcm) der Größe 125x125 mm² bewegen sich im Bereich von 14,5 % bis 15,5 % für
NaOH-geätzte Wafer und bis zu 16 % für isotrop texturierte Wafer.
Der Herstellungsprozess einer solchen Industriesolarzelle ist in Abbildung 1.5 zusammengefasst. In
den folgenden Kapiteln werden die einzelnen Prozessschritte zur Herstellung einer Industriesolarzelle
basierend auf multikristallinen Siliziumwafern beschrieben.
Saure Isotrope Texturierung
POCl 3 Emitter Diffusion
PECVD SiN x ARC
Kantenisolation
Siebdruck Frontseite (Ag)
Siebdruck BSF Rückseite (Al)
Siebdruck Kontaktpads Rückseite (AgAl)
Kontaktsintern
Abbildung 1.5: Übersicht über die einzelnen Prozessschritte zur Herstellung einer
Industriesolarzelle.
1.4.1 Sägeschadenätzen, Texturierung und Waferreinigung
Bei der Herstellung der (mc)-Wafer entstehen beim Zusägen des Siliziumblocks in einzelne Säulen
sowie beim Zusägen in einzelne Wafer Kristallversetzungen und andere Defekte, so genannte
Sägeschäden. Außerdem können sich organische Rückstände vom Sägeprozess auf der Waferoberfläche
ablagern.

Industriesolarzellen 7
Der Sägeschaden wird nass-chemisch entfernt. Zunächst wird die Waferoberfläche in 20%iger, 80°C
heißer Natronlauge NaOH im Schnitt um bis zu 5 µm aufgeätzt. Die Ätzrate richtet sich nach der
Kristallorientierung, ist also bei multikristallinem Material von Korn zu Korn verschieden. Dabei
entsteht eine schwache anisotrope Textur auf dem Wafer.
Alternativ dazu lässt sich der Sägeschaden auch mit einer wesentlich besseren sauren, isotropen
Textur entfernen. Eine gute Textur hat den Vorteil, dass die Reflexion der Solarzelle vermindert wird.
Dadurch wird mehr Licht in den Wafer eingekoppelt und ein höherer Strom erzielt. Die für
multikristalline Solarzellen verwendete saure isotrope Textur wird mit einer wässrigen Lösung aus
Fluss- und Salpetersäure hergestellt. Die saure Textur ist im Detail in [9] beschrieben. Der Ätzprozess
bei der Textur beginnt bevorzugt an den Störstellen und Versetzungen auf der Oberfläche, die durch
das Sägen der Wafer entstanden sind. Da die Ätzlösung die gestörte Oberflächenschicht isotrop
abätzt, wird deren raue Struktur in den Wafer eingeprägt. Auf glatt geätzten Siliziumwafer funktioniert
deshalb eine Isotexturierung nicht mehr. Dies ist im weiteren Verlauf der Arbeit von Bedeutung, wenn
Rückstände der Diffusion auf einer Seite abgeätzt werden müssen (vgl. Kapitel 4.2.3).
Nach dem Sägeschadenätzen oder der Textur werden die metallischen Verunreinigungen in einer
Salzsäurelösung (HCl) entfernt. Restliche Verunreinigungen und die Siliziumoxid-Schicht an der
Oberfläche des Wafers werden vor dem nächsten Prozesschritt mit Flusssäure (HF) abgeätzt. Danach
ist die Waferoberfläche hydrophob.
Diese Reinigungssequenz ist in der Regel (POCl 3 Diffusion) für Industriesolarzellen ausreichend. Für
die in Kapitel 4 benutzte Bor-Diffusion und die thermische Oxidation sind zusätzliche Reinigungsschritte
nötig. Dabei wird im Anschluss an die in diesem Abschnitt beschriebene Industriereinigung die
Waferoberfläche um ca. 3 nm in 80°C heißem Wasserstoffperoxyd (H 2 O 2 ) und Schwefelsäure (H 2 SO 4 )
(1:5) aufoxidiert. Im Anschluss wird das Siliziumoxid mit Flusssäure (HF, 5%) abgeätzt. Die Wafer sind
nun hydrophob und zur weiteren Prozessierung (Bor-Diffusion oder thermische Oxidation) fertig.
1.4.2 Phosphordiffusion
Auf die Emitterdiffusion wird im Detail in Kapitel 3.1 eingegangen. Die Phosphordiffusion ist eine
Gasphasendiffusion. Die Diffusion findet in einem offenen Rohrofen statt, der elektrisch beheizt wird
(siehe Abbildung 1.6). Die Wafer werden dazu in Quarzboote geladen. Als Phosphorquelle wird
Phosphoroxychlorid (POCl 3 ) verwendet, welches von einem Trägergas (Stickstoff und Sauerstoff) zum
Wafer transportiert wird.
Abbildung 1.6: Schematische Darstellung Gasphasendiffusion

8
An der Waferoberfläche bildet sich eine phosphorhaltige Glasschicht, aus der die eigentliche Diffusion
stattfindet. Diese besteht aus Siliziumdioxid und Phosphorpentoxid und bildet sich gemäß den
Reaktionsgleichungen:
Si + O 2 → SiO 2
4 POCl 3 + 3 O 2 → P 2 O 5 + 6Cl 2 .
Das entstehende Chlor reinigt zusätzlich die Oberfläche, indem es flüchtige Verbindungen mit noch
vorhandenen metallischen Verunreinigungen erzeugt [10].
Alternativen zur Diffusion aus der Gasphase werden in Kapitel 3 untersucht.
1.4.3 PECVD SiN x :H-Abscheidung
Siliziumnitrid wird im PECVD-Verfahren (englisch: Plasma Enhanced Chemical Vapour Deposition) auf
der Vorderseite der Wafer abgeschieden. Die Abscheidung findet in einem Graphitboot statt. Das SiN x
dient zur Oberflächenpassivierung des n + -dotierten Emitters und gleichzeitig als Antireflexionsschicht.
Die Dicke der SiN x :H-Antireflexionsschicht beträgt ~ 70 nm, wodurch das Minimum der Reflexion bei ~
600 nm liegt, daher die charakteristische blaue Farbe der Solarzellen. Der Brechungsindex des SiN x
hängt vom Verhältnis der Gasflüsse von Silan (SiH 4 ) und Ammoniak (NH 3 ) ab. Für die hier
prozessierten Solarzellen wurde in der Regel ein Brechungsindex n von 2,0 - 2,1 eingestellt. Die
abgeschiedene SiN x -Schicht ist reich an Wasserstoff, der während des Kontaktsinterns in den Wafer
diffundieren kann und zusätzlich Defekte im Wafer passiviert und die Volumenlebensdauer erhöht.
Bei den bifacialen Solarzellen in Kapitel 1 wird PECVD SiN x :H außerdem auf der Rückseite zum
Schutz des Siliziumdioxids und als Antireflexschicht abgeschieden.
1.4.4 Kantenisolation
Um Kurzschlüsse zu verhindern, muss der Emitter vom BSF und den Rückkontakten getrennt werden.
Hierfür gibt es verschiedene Verfahren, die an unterschiedlichen Stellen innerhalb des Solarzellenprozesses
zur Anwendung kommen. Bei den hier vorgestellten Solarzellen wurde die Kantenisolation
mechanisch mit einer Säge oder mit dem Plasmaätzer durchgeführt. Die Kantenisolation mit der Säge
kann wahlweise vor oder nach dem Siebdruck stattfinden. Dabei wird 0,5 - 1mm an der Kante des
Wafers mit einem feinen Sägeblatt abgesägt. Beim Plasmaätzen werden die Kanten schon vor der
PECVD SiN x :H-Abscheidung entfernt. Dazu werden die Wafer aufeinander gestapelt und zusammengepresst,
so dass nur noch die Kanten sichtbar sind, ähnlich wie Seiten in einem geschlossenen
Buch. Nur diese werden dann im Plasma (SF 6 ) abgeätzt. Das Plasma gelangt allerdings auch wenige
Millimeter auf die Waferoberflächen. Deshalb muss das Plasmaätzen vor der SiN x :H-Abscheidung
stattfinden, da sonst die Oberflächenpassivierung in den Randbereichen entfernt wird, was schlecht
für die Solarzelle ist und optisch nicht gut aussieht. In der Industrie finden vermehrt die Kantenisolation
mittels Laser [11] und das einseitige, nasschemische Zurückätzen des Emitters auf der
Rückseite ihre Anwendung [12].

Industriesolarzellen 9
1.4.5 Siebdruck-/Dickfilmmetallisierung
Die Kontakte der Solarzelle werden im Siebdruckverfahren aufgedruckt. Die Siebe bestehen aus
einem Edelstahlgewebe. Die Menge der Paste, die gedruckt wird, ergibt sich aus der Maschenweite
und dem Drahtdurchmesser. Typische Siebe für die Herstellung von Solarzellen haben eine Mesh-
Zahl (Maschen pro inch) von 200 bis 325 und einen Drahtdurchmesser von 0,02 mm bis 0,04 mm.
Beim Drucken wird das Sieb zunächst von einem Überziehrakel geflutet. Das Druckrakel, welches im
Anschluss über das Sieb gezogen wird, drückt die sich nun in den Maschen befindende Paste auf den
Wafer, der ungefähr 1 mm unter dem Sieb liegt (Absprung). Die Paste bleibt auf dem Wafer haften,
während das Sieb wieder in seine Ausgangposition zurückkehrt.
Da man nicht auf der ganzen Fläche des Siebes drucken möchte, wird eine Beschichtung auf das
Sieb aufgebracht, die sich mittels Photolithographie an den gewünschten Stellen öffnen lässt. Für die
Frontseite wählt man in der Regel ein Fingergrid, typischerweise mit einem H-förmigen Muster, dass
aus zwei Busbars und dazu senkrecht stehenden Fingern besteht (siehe auch die Abbildung auf der
Umschlagseite). Bei einem n + -Emitter verwendet man zum Drucken eine silberhaltige Paste. Für die
Rückseite wird bei konventionellen Solarzellen ein ganzflächiges Sieb mit kleinen Aussparungen für
die Pads und eine aluminiumhaltige Paste benutzt. In die Aussparungen wird im Anschluss mit einem
entsprechenden Sieb eine aluminium- und silberhaltige Paste gedruckt. Dies ist notwenig, da sich das
Aluminium nicht direkt verlöten lässt, wodurch eine Verschaltung im Modul erschwert werden würde.
Bei bifacialen Solarzellen wird auch auf die Rückseite ein H-formiges-Fingergrid mit einer Aluminium-
Silber-Paste gedruckt. Nach jedem Druckvorgang muss die Paste auf dem Wafer zunächst bei
ungefähr 200°C für wenige Minuten getrocknet werden. Dabei verdampfen die Lösungsmittel in der
Paste.

10
Kontaktsintern und Feuerparameteroptimierung
Im anschließenden letzten Prozessschritt werden die Kontakte in einem Gürtelofen eingesintert. Auf
der Vorderseite ätzt sich die Silberpaste durch das Siliziumnitrid und stellt einen Kontakt zum Emitter
her. Auf der Rückseite bildet sich eine Aluminium-Silizium-Legierung, die als Back Surface Field in der
Solarzelle wirkt. Dies geschieht in wenigen Sekunden bei Temperaturen um 800°C. Im Gürtelofen
lassen sich die Temperaturen in mehreren Zonen einstellen und so das Temperaturprofil dem
gewünschten Prozess (abhängig z.B. vom Material, der Waferdicke oder der Texturierung) anpassen.
Ein typischer Temperaturverlauf des Kontaktsinterns ist in Abbildung 1.7 gezeigt. In dem verwendeten
Gürtelofen RTC LA 310 sind die Temperaturen in drei verschiedenen Zonen einstellbar. In der ersten
Zone werden organische Reste der Siebdruckpaste bei Temperaturen um ~500°C verbrannt. In der
zweiten Zone werden die Pasten bei Temperaturen um 700°C aufgeschmolzen, bei der
Spitzentemperatur um 800°C werden die Kontakte gesintert. Der Wafer befindet sich nur für wenige
Sekunden in der heißen Zone, bevor er wieder abgekühlt. Die Delle im Verlauf des Temperaturprofils
bei 660°C kommt durch das Aufschmelzen des Aluminums beim Aufheizen zustande, beim Abkühlen
kann man den Schmelzpunkt des Aluminium-Silizium-Eutektikums bei 577°C sehen.
900
Temperatur [°C]
800
700
600
500
400
300
200
100
1. Zone
2. Zone
3. Zone
Schmelzpunkt
Aluminium 660°C
Schmelzpunkt
Aluminium-Silizium-Eutektikum
577°C
Abkühlzone
0
0 20 40 60 80 100 120
Zeit t [Sekunden]
Abbildung 1.7: Temperaturprofil gemessen auf einem Wafer beim Kontaktsintern

Solarsilizium 11
2 Solarsilizium
Auf die steigenden Rohstoffpreise von Silizium und der Knappheit von Silizium wurde bereits in der
Einleitung eingegangen. Der Anteil des Siliziumwafers an den Gesamtkosten eines Solarmoduls
beträgt in etwa 50%. Grund hierfür ist unter anderem der hohe Energieverbrauch bei der Herstellung
und der aufwändigen Reinigung von Silizium. In der Verwendung von billigeren Silizium-
Ausgangsmaterialien steckt daher ein großes Potenzial zur Kostenreduzierung.
30%
Modul & Installation
22%
Silizium
20%
Solarzellenprozess
28%
Waferherstellung
Abbildung 2.1: Anteile an den Herstellungskosten eines Solarmoduls (Zahlen aus [13])
Bis heute wird in der Photovoltaik hauptsächlich Silizium aus der Halbleiterindustrie verwendet, so
genanntes Electronic Grade (EG)-Silizium. Die Herstellung von EG-Silizium wurde im letzten Kapitel
beschrieben. Die hohen Anforderungen der Halbleitertechnologie an die Reinheit des Siliziums
erfordern aufwändige, energieintensive und teure Reinigungsverfahren. Diese wird vor allem durch die
immer kleiner werdenden Strukturen der Halbleiterbauteile bedingt. Wegen der teuren Prozessschritte
zur Herstellung eines Halbleiterbauteils und der vergleichsweise geringen Siliziummenge ist der
Siliziumpreis zweitrangig. Anders stellt es sich in der Photovoltaik dar. Solarzellen sind großflächige
Bauteile, einzig die Dicke der Wafer lässt sich verringern. Es ist allerdings fraglich, ob die aufwändigen
Reinigungsschritte zur Herstellung des EG-Silizium überhaupt nötig sind. Eine Alternative ist die
Herstellung des so genannten Solarsiliziums (SoG) direkt aus dem Rohsilizium. Dieses wird mit
weniger energieintensiven Reinigungsschritten hergestellt. Im folgenden Kapitel soll untersucht
werden, ob SoG-Silizium den Anforderungen für die Produktion von wettbewerbsfähigen Solarzellen
genügt. Zunächst wird die Herstellung von SoG-Silizium skizziert. Der Industriesolarzellenprozess wird
für Wafer aus Solarsilizium angepasst, Solarzellen aus Solarsilizium werden vorgestellt und
charakterisiert. Für große Wafer (156x156 mm²) wird der Kontakt auf der Frontseite optimiert.

12
2.1 Herstellung von Solarsilizium
Um aus dem metallurgischen Silizium Solarsilizium herzustellen, werden im Vergleich zum Siemens-
Prozess nur drei Reinigungsschritte benutzt. Der Umweg über die Gasphase und die Abscheidung
aus Trichlorsilan entfällt. Das metallurgische Silizium enthält noch viele Verunreinigungen (ca. 2 - 4%
Fremdstoffe [8]), insbesondere weist es einen hohen Bor-Gehalt auf. Das Bor wird aus der Siliziumschmelze
entfernt, indem man eine Schlacke beimischt. Metallische Verunreinigungen werden mit
Säure von den Oberflächen des Siliziumgranulats abgeätzt. Weitere Verunreinigungen werden beim
gerichteten Erstarren der Schmelze durch Segregation von dem Silizium getrennt. Im letzten Schritt
wird das Silizium entsprechend den Wünschen der Kristallisationsexperten zerkleinert und gereinigt.
Die Siliziumbricks werden nochmals inspiziert, bevor das fertige Solarsilizium zum Gießen oder
Ziehen von Kristallen verwendet werden kann. Das Solarsilizium wird in Quarztiegel zu Blöcken
gegossen. Aus diesen werden dann die Wafer für die Solarzellenprozessierung mit Drahtsägen
herausgesägt.
Der Energieaufwand für diesen Prozess wird auf 25 kWh/kg Silizium geschätzt, im Vergleich dazu wird
der Energieaufwand für den Herstellungsweg über die Gasphase mit 100 bis 250 KWh/kg angegeben
[6]. Somit bietet SoG-Silizium ein großes Einsparungspotential, da etwa 22% der Gesamtkosten eines
Moduls auf den Rohstoff Silizium entfallen.
Genaue Angaben zu den Restverunreinigungen in dem verwendeten Solarsilizium werden momentan
vom Hersteller nicht bekannt gegeben. Auch gibt es noch keine Norm mit genauen Spezifikationen
von Solarsilizium. Neueste Untersuchungen [14] zeigen, dass es bei der Herstellung von Solarzellen
gar nicht so sehr auf die Menge der Verunreinigungen ankommt sondern darauf, in welcher Form
diese im Silizium vorliegen.
2.2 Solarzellenergebnisse auf SoG-Silizium
Im Rahmen zweier BMU-Projekte wurden Wafer aus Solar Grade Silizium der Firma Elkem untersucht
und Solarzellen prozessiert. Erste Ergebnisse auf Wafern mit unterschiedlichen Anteilen von SoG-
Material zeigten, dass SoG-Material auf dem Markt konkurrenzfähig ist [15].
In dieser Arbeit wurde eine weitere Optimierung des Solarzellenprozesses für SoG-Wafer
vorgenommen. Ausgangspunkt hierfür ist der in Kapitel 1 beschriebene Industriesolarzellenprozess
mit nasschemisch saurer, isotropischer Textur. Durch eine Optimierung der Phosphor-Diffusion konnte
eine weitere Verbesserung der Solarzellenergebnisse erreicht werden. Diese ist abhängig von der
Position (Höhe) des Wafers im Block. Dazu wurden Solarzellen aus Wafern (Wafergröße 125x125
mm², 230 μm dick) von unterschiedlichen Positionen einer Randsäule aus einem Block mit 100%-SoG
Silizium prozessiert. Für die Referenzgruppe wurden für die Emitterdiffusion Standardparameter
verwendet, was einen Schichtwiderstand des Emitters von ~55-57 Ω/Sq ergab. Bei der zweiten
Gruppe wurde die Diffusionstemperatur um 8°C erniedrigt, im Anschluss blieben die Wafer bei 700°C

Solarsilizium 13
noch für eine Stunde im Diffusionsrohr. Durch diesen Getterschritt haben die Verunreinigungen mehr
Zeit aus dem Bulk in die Gettersenken an der Waferoberflächen zu diffundieren. Durch die niedrigere
Temperatur des optimierten Diffusionsprozesses während der Diffusion und den dadurch etwas
geringeren Diffusionskoeffizienten fällt die Ladungsträgerkonzentration mit zunehmender Tiefe etwas
schneller ab. Die Ladungsträgerkonzentration in den verschiedenen Emittern wurde mit der ECV-
Methode (englisch: Electrochemical Capacitance Voltage) [16] gemessen. Dabei ist zu beachten, dass
mit der ECV Methode nur die elektrisch aktiven Dotieratome gemessen werden, im Gegensatz zur
SIMS-Methode (Sekundärionen-Massenspektroskopie), bei der die gesamte vorhandene
Konzentration gemessen wird. Das Dotierprofil ist in Abbildung 2.2 dargestellt. Der optimierte Emitter
hat einen etwas höheren Schichtwiderstand von ~ 65 Ω/Sq.
Ladungsträgerkonzentration [cm -3 ]
POCl 3
-Profile
Standard Emitter: 55-57 Ω/sq
Optimierter Emitter: 65 Ω/sq
10 20
10 19
10 18
0,0 0,1 0,2 0,3
Tiefe [µm]
Abbildung 2.2: ECV-Profil der Ladungsträgerkonzentration der in den Versuchen benutzten POCl 3 -
Diffusion.
Von sieben verschiedenen Positionen aus einem Block wurden für jede Position ~10 Wafer
prozessiert, wobei die eine Hälfte die optimierte Emitterdiffusion bekam. Die Wafer aus Position 1, bei
~28 mm Ingot-Höhe, brachen zum Teil bei der Prozessierung, so dass hier nur Ergebnisse aus der
Gruppe mit optimierter Emitterdiffusion vorliegen. Die Mittelwerte der Solarzellenergebnisse aus den
verschiedenen Positionen (Position 1 wurde nicht dazu genommen, da nur Ergebnisse aus einer
Gruppe vorlagen) sind in Tabelle 2.1 zusammengefasst. Da die Solarzellenergebnisse abhängig von
der Position im Ingot sind, wurde auf die Angabe einer Abweichung verzichtet. Aus den besten
Bereichen wurden Solarzellen mit einem Wirkungsgrad von über 16% prozessiert. Die beste Solarzelle
(mit optimierter Emitter Diffusion) hatte einen Wirkungsgrad von 16,1%, eine Leerlaufspannung
(V OC englisch: open circuit voltage) von 623 mV, eine Kurzschlussstromdichte (J SC englisch: short
circuit current) von 33,6 mA/cm² und einen Füllfaktor (FF) von 77,2%.

14
FF [%] J SC [mA/cm 2 ] V OC [mV] η [%]
Standard Emitter 77,1 ± 0,8 32,5 ± 0,4 614 ± 5 15,4 ± 0,4
Optimierter Emitter 76,6 ± 0,6 33,5 ± 0,2 617 ± 5 15,8 ± 0,3
Tabelle 2.1: Mittelwerte der Solarzellenergebnisse über alle Positionen im Ingot gemittelt, auf
125x125 mm² Wafer, 230 μm dick, 100% SoG
Die Kurzschlussstromdichte für die Solarzellen mit dem optimierten Emitter ist im Schnitt um
~1 mA/cm²erhöht. Dieser ist schwächer dotiert (siehe Abbildung 2.2), dadurch findet weniger
Rekombination im Emitter statt, so dass mehr Elektron-Loch-Paare zum Strom der Solarzelle
beitragen können. Durch den schwächer dotierten Emitter sind allerdings auch die Füllfaktoren in
dieser Gruppe reduziert. Im Folgenden werden die Ergebnisse in Abhängigkeit der Position der
Solarzellen im Ingot untersucht.
625
620
V OC
[mV]
615
610
605
Standard Diffusion 55 Ω/Sq.
Optimierte Diffusion 65 Ω/Sq.
20 40 60 80 100 120 140 160 180
Position im Ingot [mm]
Abbildung 2.3: Leerlaufspannung V OC der Solarzellen in Abhängigkeit von der Position der Wafer
im Ingot.
Die offene Klemmspannung fällt mit zunehmender Höhe im Ingot ab und ist grafisch in Abbildung 2.3
dargestellt. Beim Gießen des Ingots erstarrt das Silizium von unten nach oben, die Verunreinigungen
bleiben zunächst im noch flüssigen Silizium. Deshalb befinden sich mehr Verunreinigungen in Wafern
aus einer höheren Position. Bei den Gruppen ab 100 mm Ingot-Position ist eine Verbesserung der
offenen Klemmspannung um ~2 mV durch die Optimierung zu sehen. Bei den Solarzellen aus dem
unteren Bereich des Ingots ist eine Verbesserung in V OC nicht feststellbar. Eine ähnlich Beobachtung,
dass Phosphorgettern vor allem bei Solarzellen mit schlechtem Wirkungsgraden eine Verbesserung
bringt, machten auch [17] beim Vergleich zwischen ein- und beidseitiger Diffusion.
Des Weiteren hat auch die Basisdotierung einen Einfluss auf die Leerlaufspannung. Die Basisdotierung
der multikristallinen Wafer, die typischerweise für die Prozessierung von siebgedruckten
Industriesolarzellen benutzt wird, liegt zwischen 1 Ωcm und 1,5 Ωcm und steigt mit zunehmender
Höhe im Ingot an. Die typische Verteilung für einen Ingot ist in Abbildung 2.4 dargestellt.

Solarsilizium 15
1,3
Basiswiderstand [Ωcm]
1,2
1,1
1,0
20 40 60 80 100 120 140 160
Position in Ingot [mm]
Abbildung 2.4: Typische Verteilung der Basisdotierung in Abhängigkeit von der Position im Ingot,
hier am Beispiel eines Ingots aus einer Mischung von 75% SoG- und 25% EG-Silizium
Der Einfluss der Basisdotierung auf die Leerlaufspannung wurde anhand einer Simulation mit dem
Computerprogramm PC1D [18] abgeschätzt. Steigt der Basiswiderstand von 1 Ωcm auf 1,2 Ωcm an,
so fällt die Leerlaufspannung um ungefähr 3 mV. Durch die Basisdotierung allein lassen sich die
Unterschiede der Leerlaufspannung in Abbildung 2.3 nicht erklären.
1,0
0,8
IQE, EQE, REF
0,6
0,4
IQE
EQE
REF
0,2
0,0
400 600 800 1000 1200
Wellenlänge [nm]
Abbildung 2.5: Messung der spektralen Antwort bei einer Solarzelle mit optimierter Diffusion aus
einer Ingothöhe von 28 mm
In Abbildung 2.5 ist die spektrale Antwort einer Solarzelle mit optimierter Diffusion aus einer
Ingothöhe von 28 mm dargestellt. Gezeigt sind die Externe Quantenausbeute (EQE), die Reflexion
(REF) und die Interne Quantenausbeute (IQE). Die EQE ist definiert als der Anteil der
eingesammelten Ladungsträger pro Photon. Aus der Messung der EQE und der Reflexion ergibt sich
die IQE wie folgt:

16
1
IQE( λ) = EQE( λ)
1 − REF( λ)
⋅
(2.1)
Betrachtet man den Wellenlängenbereich zwischen 800 nm und 1000nm in dem die Verluste nur
durch die Rekombination im Silizium entstehen, lässt sich nach [19] aus der inversen IQE die
effektive Diffusionslänge L eff bestimmen:
1 1
= 1+
IQE αλ ( ) ⋅ Leff
(2.2)
Dabei ist α(λ) der wellenlängenabhängige Absorptionskoeffizient von Licht in Silizium.
Aus der IQE der Solarzellen wurde für jede Position im Ingot die effektive Diffusionslänge mittels
Basore-Fit bestimmt. Diese fällt zu höheren Positionen ab und korreliert mit der offenen
Klemmspannung.
Position im Ingot [mm] L eff [μm] V OC [mV]
28 339 622
54 339 622
74 320 618
102 310 618
124 296 615
153 280 612
176 275 607
Tabelle 2.2: Die effektive Diffusionslänge und die offene Klemmspannung in Abhängigkeit der
Position im Ingot
Der Wirkungsgrad (Abbildung 2.6) ist bei den Wafern mit optimierter Diffusion im Schnitt um 0,4%
absolut (oder 2,6% relativ) erhöht und nimmt von oben nach unten im Ingot zu, wobei die Steigerung
durch das Gettern bei den schlechteren Solarzellen größer ist.

Solarsilizium 17
16,2
16,0
15,8
Wirkungsgrad [%]
15,6
15,4
15,2
15,0
14,8
Standard Diffusion 55 Ω/Sq.
Optimierte Diffusion 65 Ω/Sq.
20 40 60 80 100 120 140 160 180
Position im Ingot [mm]
Abbildung 2.6: Mittelwerte des Wirkungsgrads der Solarzellen in Abhängigkeit von der Position der
Wafer im Ingot.
Deutlich ist dies noch einmal in Abbildung 2.7 dargestellt. Aufgetragen ist die Steigerung im
Wirkungsgrad durch die optimierte Diffusion. Diese wird durch die Differenz im Wirkungsgrad von zwei
benachbarten Wafer berechnet und ist in Abhängigkeit vom Ausgangswirkungsgrad aufgetragen. Die
Steigerung nimmt linear mit steigendem Wirkungsgrad ab.
Gewinn im Wirkungsgrad absolut [%]
0,7
0,6
0,5
0,4
0,3
0,2
Optimierte Emitterdiffusion
mit Getterschritt
Ausgleichsgerade
14,6 14,8 15,0 15,2 15,4 15,6 15,8 16,0
Wirkungsgrad ohne Getterschritt [%]
Abbildung 2.7: Der Gewinn im Wirkungsgrad durch das optimierte Gettern ist abhängig vom
Wirkungsgrad der ohne optimiertes Gettern erreicht wird.
Betrachtet man die Verteilung der Wirkungsgrade beider Gruppen für den gesamten Block, so fällt auf,
dass die Wirkungsgrade der Solarzellen mit Getterschritt enger beieinander liegen. Dies ist im
Histogramm zu sehen (Abbildung 2.8). In einer Produktion könnten die Wafer vorsortiert und die
Diffusion jeweils auf die Qualität der Wafer angepasst werden.

18
Anzahl Zellen
10
9
8
7
6
5
4
3
2
1
Standard
Optimiert
0
14,4 14,6 14,8 15,0 15,2 15,4 15,6 15,8 16,0 16,2
ETA [%]
Abbildung 2.8: Histogramm mit der Verteilung der Wirkungsgrade
Der Vorteil des Getterschritts ist in der ortsaufgelösten spektralen Empfindlichkeit vor allem bei langen
Wellenlängen zu sehen. Abbildung 2.9 zeigt die ortsaufgelöste LBIC (englisch: light beam induced
current)-Aufnahme bei 980 nm von zwei benachbarten Wafern aus einer Ingothöhe von ~176 mm.
Links ist die Solarzelle mit Standard-Emitter, rechts die Solarzelle mit der optimierten Diffusion mit
Getterschritt gezeigt. In der rechten Messung sind größere gute Bereiche zu erkennen, die mittleren
Bereiche sind besser und die schlechten Bereiche kleiner.
Abbildung 2.9: LBIC-Aufnahme bei 980 nm, links mit dem Standard-Emitter, rechts mit optimierten
Emitter mit Getterschritt, von zwei benachbarten Wafer aus einer Ingothöhe von ~176 mm.

Solarsilizium 19
2.3 Optimierung des Frontseitensiebdrucks bei großen Wafern
Des Weiteren wurden erstmals 156x156 mm² große Wafer aus SoG-Si Material prozessiert. Wegen
der Wafergröße wurden Teile des Herstellungsprozesses (Saure isotrope Textur, Diffusion und PECVD
SiN x :H) außerhalb der Universität Konstanz durchgeführt. Die Solarzellen haben deshalb keine
optimierten Emitter. Die Untersuchungen konzentrierten sich hier auf die Optimierung des
Frontseitenkontakts. Je größer die Wafer, desto länger wird auch der maximale Weg, den der Strom
im Finger bis zum verlöteten Busbar zurücklegen muss, wenn man das bei kleineren Zellen übliche
Grid ohne weitere Adaption nur vergrößert. Bei unveränderter Leitfähigkeit der Finger führt dies unweigerlich
zu einem Anstieg des Serienwiderstands und damit zu einer Verschlechterung des
Füllfaktors.
Im nächsten Kapitel wird zunächst der Siebdruck des Frontkontaktes näher untersucht und dann die
gewonnenen Kenntnisse auf die großen Wafer aus Solarsilizium angewendet.
2.3.1 Optimierung des Fronseitensiebdrucks
Die nutzbare Leistung der Solarzelle wird neben anderen materialspezifischen Einflüssen, wie
beispielsweise der Basisdotierung, maßgeblich von der Struktur der stromableitenden Kontakte
beeinflusst. Speziell der Frontkontakt der im Weiteren die klassische Struktur, bestehend aus zwei
Busbars und dazu senkrecht stehenden Fingern, haben soll, spielt eine wichtige Rolle. Die optimale
Geometrie des Kontaktgitters wird durch gegenläufige Trends bestimmt. Steigt die vom Kontakt
bedeckte Fläche, so sinkt der Kontaktwiderstand zwischen Silizium und Kontaktfinger, jedoch wird
durch die Abschattung auch weniger Licht in die Solarzelle eingekoppelt, wodurch der maximale Strom
begrenzt wird. Wird die Kontaktfläche zu klein, so steigt der Kontaktwiderstand und trägt zu einem
erhöhten Serienwiderstand bei. Der Serienwiderstand wird zudem noch von der Leitfähigkeit bzw.
dem sogenannten Linienwiderstand der Finger (und des Busbars) bestimmt. Diese wird maßgeblich
vom Querschnitt der Finger, ihrer Homogenität (keine Unterbrechungen) und der im Weiteren
unveränderten Zusammensetzung der gedruckten Paste bestimmt. Soll die Abschattung, d.h. die
Breite der Finger minimiert werden ohne aber den Querschnitt zu verkleinern, so muss die Höhe des
Fingers ansteigen. Ziel ist es also, möglichst hohe Finger zu drucken. Die Fingerhöhe und -breite wird
durch die Siebgeometrie bestimmt. Die Beschaffenheit der Siebdruckpaste spielt natürlich auch eine
Rolle. Für alle Experimente wurde aber dieselbe kommerziell erhältliche Silberpaste verwendet. Bei
der Siebgeometrie kann die Breite der Öffnungen im Sieblayout, das verwendete Siebgewebe, sowie
die Höhe der Beschichtung variiert werden. Die Menge (das theoretische Volumen V th ) der gedruckten
Paste hängt wie folgt mit dem Siebgewebe zusammen:
V
th
⎛ w ⎞
= ⎜ ⎟ ⋅Fläche
⎝w+
d ⎠
2
(2.3)

20
Dabei ist w die Maschenweite und d der Drahtdurchmesser. Das tatsächliche gedruckte
Pastenvolumen ist um etwa 10 bis 20% geringer und hängt noch von der Beschichtung des Siebs ab
[20].
Abbildung 2.10: Elektronenmikroskopaufnahme eines beschichteten Siebs mit einer Fingeröffnung.
Aufnahme aus: [20].
Abbildung 2.10 zeigt eine Elektronenmikroskopaufnahme eines beschichteten Siebes mit einer
Fingeröffnung. Das Sieb wird mit einer lichtempfindlichen Schicht versehen. Das Design des Kontakts
wird auf einen Fotofilm bzw. eine Folie gedruckt und durch Belichtung auf das beschichtete Sieb
übertragen. An den Stellen, wo der Film belichtet wurde, verhärtet sich dieser, an den anderen Stellen
wird der Film entfernt. Untersucht wurden Siebe mit Beschichtungsdicken von 10 µm, 20 µm, 30 µm,
40 µm und 50 µm. Bei der Beschichtung des Fotofilms haben sich Dicken von 20 µm und 30 µm als
vorteilhaft erwiesen. Bei dünneren Filmen sinkt das gedruckte Pastenvolumen, bei noch dickeren
Filmen verstopfen die Maschen der Siebe leichter und als Folge lassen sich dünne Finger nicht mehr
drucken bzw. die Anzahl der Fingerunterbrechungen nimmt zu. Im Folgenden werden der Übersicht
wegen nur die Ergebnisse mit der 20 µm dicken Beschichtung diskutiert. Zunächst wurde die Breite
der Finger variiert. Auf einen 125x125 mm² Wafer wurden 4 Solarzellen mit je 50x50 mm² und
unterschiedlichen Fingeröffnungen im Sieb von 40 µm, 60 µm, 80 µm und 100µm gedruckt. Die Finger
laufen beim Drucken auseinander. Die gedruckte Fingerbreite ist also größer als die Breite im
Sieblayout. Es wurden Höhenprofile der Finger an einzelnen Stellen aufgenommen und daraus die
Querschnittsfläche berechnet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2.3 zusammengefasst.
Sieböffnung [µm] 40 60 80 100
Fingerbreite [µm] 76 ± 12 93 ± 8 139 ± 5 154 ± 7
Höhe [µm] 8 10 17 17
Querschnitt [mm²] 0,61 0,93 2,4 2,6
Tabelle 2.3: Fingerbreite und Querschnittsfläche der gedruckten Finger (20 µm Filmbeschichtung)
Die Fingerbreite wurde mit dem Mikroskop bestimmt. Die Aufnahmen der gedruckten Finger sind in
Abbildung 2.11 gezeigt. Die Breite wurde an mehreren Fingern an unterschiedlichen Stellen
gemessen. Die Abweichung ergibt sich aus der maximalen und minimal gemessenen Fingerbreite.

Solarsilizium 21
Abbildung 2.11: Mikroskopaufnahmen der gedruckten Finger mit einem Sieb mit 30 µm
Beschichtung, die Finger im Layout sind (von links oben nach rechts unten) 40 µm, 60µm, 80µm und
100µm breit.
Die Solarzellenergebnisse für jeweils 5 Solarzellen je Gruppe sind in Tabelle 2.4 zusammengefasst.
Sieböffnung [µm] FF [%] J SC [mA/cm 2 ] V OC [mV] η [%]
40 67,7 ± 2,7 34,3 ± 0,3 620 ± 2 14,4 ± 0,5
60 75,1 ± 0,3 34,0 ± 0,1 619 ± 1 15,8 ± 0,1
80 75,9 ± 0,5 33,7 ± 0,1 618 ± 2 15,8 ± 0,2
100 76,0 ± 0,5 33,4 ± 0,2 617 ± 2 15,7 ± 0,1
Tabelle 2.4: Solarzellenergebnisse mit dem Sieb mit 20 µm Filmbeschichtung, 50x50 mm² Wafer
Für dünnere Finger steigt der Kurzschlussstrom an, allerdings fällt auch der Füllfaktor, da der
Serienwiderstand in den Fingern ansteigt. Dies ist nicht nur auf den kleineren Querschnitt der Finger
zurückzuführen, sondern auch auf die vermehrt vorkommenden Fingerunterbrechungen beim Druck
der sehr schmalen Finger. Dies ist auch an der größeren Standardabweichung im Füllfaktor und im
Wirkungsgrad zu erkennen.

22
Außerdem ist zu beachten, dass die Versuche auf 50x50 mm 2 Zellen durchgeführt wurden. Dadurch
konnte der Aufwand und die Zahl der benötigten Siebe in einem vertretbaren Rahmen gehalten
werden. Bei größeren Zellen ist die maximale Fingerlänge, d.h. der maximale Weg des Stromes im
Finger zum Busbar länger. Bei 5x5 mm² beträgt die max. Fingerlänge ~2,3 cm, bei einer 150x150 mm²
Solarzelle sind es schon 3,6 cm.
Abbildung 2.12: Mikroskopaufnahme eines siebgedruckten trapezförmigen Fingers. In der Mitte
des Wafers ist der Finger nur noch 50 µm breit (links), am Busbar beträgt die Breite des Fingers
100 µm (rechts).
Um den Vorteil der geringen Abschattung von dünnen Fingern mit dem Vorteil der guten Füllfaktoren
dicker Finger auf größeren Wafern zu kombinieren, wurde als Ergebnis aus den vorangegangenen
Untersuchungen eine Siebgeometrie entworfen, bei der die Finger sich vom Busbar weg
verschmälern. An den Busbars beträgt die Fingerbreite (im Sieblayout) 100 μm, an den Fingerspitzen
und in der Mitte nur noch 50 μm. In Abbildung 2.12 sind Mikroskopaufnahmen eines siebgedruckten
Fingers links in der Mitte des Wafers, rechts direkt am Busbar zu sehen.
FF [%] J SC [mA/cm 2 ] V OC [mV] η [%]
Standard Geometrie 75,6 ± 0,7 32,6 ± 0,2 607 ± 1 15,0 ± 0,1
Trapez Geometrie 74,9 ± 0,5 33,3 ± 0,1 609 ± 1 15,2 ± 0,1
Tabelle 2.5: Solarzellenergebnisse 125x125 mm² Wafer mit sauer isotroper Textur
Ein Vergleich dieser trapezförmigen Geometrie mit der üblichen Geometrie wurde mit sauren
texturierten 125x125 mm²-Wafern durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2.5 zusammengefasst.
In der Referenzgruppe wurden 8 Wafer, in der Gruppe mit der modifizierten Siebgeometrie 14 Wafer
prozessiert. Der Vergleich der Mittelwerte zeigt das Potential einer Verbesserung des Wirkungsgrads
um 0.2% absolut allein durch die Änderung der Siebgeometrie. Bei einer industriellen Umsetzung
würde dies keine Mehrkosten verursachen.

Solarsilizium 23
2.3.2 Solarzellenergebnisse auf großen SoG-Si Wafern
Auf großen 156x156 mm² Wafern (~260 µm dick) aus einer Mischung aus 50% SoG-Si und 50% EG-
Si wurden Solarzellen mit dem Industrieprozess hergestellt. Wegen der Wafergröße war eine
Diffusion in unserem Labor nicht möglich und wurde außerhalb bei einem Solarzellenhersteller
durchgeführt. Daher ist der Emitter der großen Zellen nicht optimiert wie im vorherigen Kapitel bei den
125x125 mm² Wafern. Die Wafer aus einem Block wurden in drei verschiedene Gruppen aufgeteilt.
Die erste Gruppe bekam eine konventionelle Frontseitengeometrie mit 100 µm breiten Fingern und
zwei Busbars und dient als Referenzgruppe (Siehe Abbildung 2.13 links).
Abbildung 2.13: Frontkontakt der Solarzelle, links konventionell mit 2 Busbars und rechts mit einem
zusätzlichen dritten Busbar.
Die zweite Gruppe hatte eine Geometrie mit trapezförmigen Fingern. Im letzten Kapitel wurde die
Form der Finger so gewählt, um die Abschattung zu verkleinern und die Kurzschlussstromdichte zu
erhöhen. Diesmal wurde die Geometrie der Finger wegen der Zellgröße und der längeren Finger so
gewählt, dass die Finger an den Busbars breiter sind als bei der Referenzgruppe (120 µm im
Vergleich zu 100 µm breit) und in der Mitte bzw. an den Enden auf 80 µm zulaufen. Dadurch soll der
Linienwiderstand in den Fingern zum Busbar hin verringert werden und höhere Füllfaktoren erzielt
werden. Da bei dieser Geometrie die Abschattung nicht verringert wird, ist keine Steigerung in der
Kurzschlussstromdichte zu erwarten. Die dritte Gruppe hatte drei Busbars auf der Vorderseite (siehe
Abbildung 2.13 rechts). In der Regel besitzen Industriesolarzellen zwei Busbars, die ein H-förmiges
Muster ergeben.

24
FF
J SC
V OC
η
[%]
[mA/cm 2 ]
[mV]
[%]
Mittel (24) Standard Finger 75,6 ± 0,6 33,0 ± 0,3 612 ± 4 15,2 ± 0,2
Mittel (21) Trapez Finger 76,1 ± 0,8 32,9 ± 0,2 611 ± 4 15,3 ± 0,3
Mittel (21) Drei Busbars 76,6 ± 0,9 32,9 ± 0,2 613 ± 4 15,5 ± 0,3
Tabelle 2.6: Solarzellenergebnisse auf 156 x156 mm² Wafern aus Solarsilizium mit verschiedenen
Geometrien des Frontkontakts
Die Solarzellenergebnisse sind in Tabelle 2.6 zusammengefasst. Der Verlauf der Leerlaufspannung
(und damit auch der Wirkungsgrad) ist wie schon bei den kleineren Wafern (125x125 mm²) abhängig
von der Position der Wafer im Ingot und ist in Abbildung 2.14 dargestellt.
V OC
[mV]
620
618
616
614
612
610
608
606
604
602
Finger Breite ~100 μm
Trapezförmige Finger
Drei Busbars
600
0 50 100 150 200
Wafer # (~ Brickposition)
Abbildung 2.14: Leerlaufspannung V oc der Solarzellen auf 156x156 mm² Wafern aus Solarsilizium
in Abhängigkeit von der Position im Ingot
Der Füllfaktor ist bei den Zellen mit trapezförmiger Fingergeometrie um 0,5% absolut erhöht, was in
einem etwas besseren Wirkungsgrad (0,1% absolut) resultiert. Die Kurzschlussstromdichte der Zellen
mit trapezförmiger Fingergeometrie ist leicht reduziert. Durch eine weitere Optimierung der Geometrie
mit dünneren Fingern in der Mitte kann die Kurzschlussstromdichte noch erhöht werden.
Die maximale Fingerlänge (maximaler Abstand zum vertappten Busbar) wächst mit der Zellgröße,
wenn die Anzahl der Busbars gleichbleibt. Bei 100x100 mm² Zellen beträgt die max. Fingerlänge
~2,4 cm, bei 125x125 mm² Zellen ~3 cm und bei 156x156 mm² Zellen ~3,8 cm (der spezifische
Widerstand eines Ag-Siebdruckfingers beträgt ρ = 0,3 Ω/cm). Um den Beitrag des Linienwiderstands
zum Serienwiderstand zu minimieren, wurde die maximale Fingerlänge durch einen dritten,
zusätzlichen Busbar bei den 156x156 mm² Zellen auf ~2,5 cm verkürzt. Die maximale Fingerlänge der

Solarsilizium 25
156x156 mm² Solarzellen entspricht nun ungefähr der Fingerlänge von 100x100 mm² Zellen. Um eine
größere Abschattung der beleuchteten Zellfläche durch den dritten Busbar zu verhindern, wurde die
Breite der Busbars um ein Drittel verringert. Mit dieser Geometrie konnte eine Steigerung im Füllfaktor
um 1,1% absolut erreicht werden. Im Mittel hatten die Solarzellen mit 3 Busbars einen Füllfaktor von
76,6% ± 0,9 im Vergleich zu 75,6% bei der Referenzgruppe, bzw. 76,1% bei der Gruppe mit den
trapezförmigen Fingern. Der Wirkungsgrad der Solarzellen ist dadurch im Mittel um 0,3% absolut
besser als bei der Referenzgruppe, bzw. um 0,2% absolut besser als bei der Gruppe mit den
trapezförmigen Fingern. Die Kurzschlussstromdichte wurde mit einer eigenen Kalibrierzelle bestimmt.
Der nächste Schritt bei der Optimierung der Geometrie des Frontkontakts wäre eine Kombination aus
der Geometrie mit drei Busbars und trapezförmig zulaufenden Finger.
Eine Weiterentwicklung wäre eine Solarzelle mit noch mehr, aber dünneren Busbars. Allerdings lassen
sich solche Busbars nicht mehr vertappen. Die schmalsten momentan erhältlichen Tapingstreifen sind
1 mm breit. In Kapitel 4.5 wird eine Methode vorgestellt, Solarzellen ohne Busbars im Modul mit
dünnen Drähten zu verschalten. Dies entspricht im Prinzip einer Solarzelle mit sehr vielen dünnen
Busbars.
Zur Kalibrierung der Kurzschlussstromdichte wurden je eine Solarzelle aus der Gruppe mit
trapezförmigen Fingern und der Gruppe mit 3 Busbars mit Tapingstreifen verlötet und bei Fraunhofer
ISE CalLab kalibriert. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2.7 zusammengefasst.
FF
J SC
V OC
η
[%]
[mA/cm 2 ]
[mV]
[%]
Zelle mit 2 Busbars ISE CalLab 75,7 33,10 615,5 15,4
Zelle mit 2 Busbars eigene Messung 76,42 33,23 616,4 15,7
Zelle mit 3 Busbars ISE CalLab 76,7 33,19 615,8 15,7
Tabelle 2.7: Solarzellenergebnisse von mit Tapingstreifen verlöteten Solarzellen mit zwei Busbars,
gemessen am Fraunhofer ISE CalLab und im I(V)-Simulator an der Universität Konstanz
Das Fraunhofer ISE Callab gibt für seine Messungen eine Ungenauigkeit für die verschiedenen
Größen von V oc ≤± 0,5%, I sc ≤± 2,5%, FF ≤± 1,0% und η ≤± 3,0% an. Im Rahmen dieser Toleranzen
stimmt unsere Messung für die kalibrierte Solarzelle mit der Messung des ISE CalLab überein. Die
Kurzschlussstromdichte der Solarzellen mit drei Busbars wurde anhand der vom ISE CalLab
vermessenen Solarzelle mit drei Busbars bestimmt.

26
2.3.3 Silberplatierung des Frontkontakts
Eine weitere Möglichkeit zur Verbesserung der Leitfähigkeit der Finger ist die nachträgliche Platierung
von Silber. Es wurde die Silberlösung ESM 100 der Firma Polymer Kompositer verwendet, aus der
sich Silber auf den gedruckten Silberfinger abscheidet, ohne dabei die SiN x -Antireflexionsschicht
anzugreifen. Der Prozess ist autokatalytisch, d.h. die Platierung erfolgt stromlos. Für die Versuche
wurden die Wafer für 20 Minuten (bei ~55°C, pH ~1.5) in ein Silberbad gehängt. Die Aluminium-
Rückseite wird dabei von einer siebgedruckten Maske geschützt, da sie sonst von der Platierlösung
angegriffen wird.
vor Silber
Platierung
nach Silber
Platierung
relativer
Gewinn
FF
[%]
J SC V OC
ETA
[mA/cm 2 ] [mV] [%]
75,1 ± 0,9 33,0 ± 0,2 615 ± 2 15,2 ± 0,3
77,4 ± 1 32,7 ± 0,1 614 ± 2 15,5 ± 0,2
+ 3% - 1 % - 0,2% + 2,1%
Tabelle 2.8: Solarzellenergebnisse (156x156 mm², mc-SoG-Si, Mittelwerte und
Standardabweichung aus 7 Zellen) vor und nach der Silberplatierung und der daraus resultierende
relative Gewinn.
Tabelle 2.8 zeigt die Solarzellenergebnisse (156x156 mm², mc-SoG-Si) für eine Gruppe von sieben
Solarzellen vor und nach der Silberplatierung. Deutlich ist die Steigerung im Füllfaktor und im
Wirkungsgrad zu erkennen. Durch das Aufwachsen der Silberschicht ist die Abschattung durch das
Kontaktgrid leicht erhöht, was zu geringen Einbußen im Strom führt. Die Spannung bleibt im Rahmen
der Messtoleranz unverändert. Die Steigerung im Füllfaktor ist auch von der Qualität des Siebdrucks
abhängig. Für die beste Solarzelle ergab sich ein relativer Gewinn von 3% im Füllfaktor. Eine Analyse
dieser Zelle mit dem Zweidiodenmodell [5] zeigte eine Reduktion der Serienwiderstandsdichte um
50% von 0,74 Ωcm² auf 0,37 Ωcm². Die beste Zelle erreichte einen Wirkungsgrad von 15,9%.
Eine weitere Möglichkeit zur Verbesserung der Leitfähigkeit im Finger ist das mehrmalige Drucken
übereinander. Dadurch wird die Querschnittsfläche der Finger vergrößert und der Serienwiderstand
reduziert [21]. Wegen des aufwändigen Siebdruckverfahrens, das eine reproduzierbare gute
Platzierung der Zelle bzw. des Druckbildes erfordert, wurde hiervon abgesehen.

Inline Diffusion 27
3 Inline Diffusion
Im vorangegangenen Kapitel wurde SoG-Silizium mit einem Prozess, wie er in der Industrie verwendet
wird, untersucht. Der Trend in der Industrie geht zur Prozessierung immer dünnerer Wafer. Momentan
werden industriell schon Solarzellen aus multikristallinen Siliziumwafern, die dünner als 200 µm sind,
hergestellt. Dies erhöht die Anforderungen an das Handling der Wafer während des Prozesses. Für
die verschiedenen Prozessschritte müssen die Wafer mehrmals zwischen verschiedenen Carriern
oder zwischen Carrier und Glas- oder Graphit-Boot umsortiert werden. Durch die Kräfte, die auf die
Wafer wirken, kommt es immer wieder zum Waferbruch [22]. Typische Bruchraten bei der industriellen
Solarzellenproduktion liegen zwischen zwei und drei Prozent.
Eine Möglichkeit, die Belastung auf die Wafer zu minimieren, ist die Inline-Prozessierung. Die Idee
dabei ist, dass der Wafer am Anfang des Prozesses auf ein Band gelegt wird und die fertige Solarzelle
am Ende vom Band läuft. Dadurch werden Belastungen auf den Wafer durch Handling weitestgehend
vermieden. Einige Prozessschritte sind in modernen Solarzellenlinien bereits als Inlineprozesse im
Einsatz, so z.B. die chemische Texturierung, Waferreinigung oder die Siebduckmetallisierung. Bei der
Emitterdiffusion wird jedoch größtenteils die POCl 3 -Diffusion aus der Gasphase benutzt, die in Kapitel
1.4.2 beschrieben wurde. Ein Nachteil dieser Art der Diffusion ist, dass die Wafer aus den Carriern in
ein Quarzboot geladen, und nach der Diffusion wieder in Carrier einsortiert werden müssen. Dies ist
neben dem komplizierten Handling auch sehr zeitaufwändig. Die POCl 3 -Diffusion ist daher nicht
geeignet für die Inline-Prozessierung. Aus diesem Grund wird die Inline-Diffusion als Alternative zur
POCl 3 -Diffusion genauer untersucht. Bei der Inline-Diffusion wird ein Dotierstoff (englisch: Precursor)
auf die Wafer aufgebracht und erst im Anschluss kommen die Wafer in den Diffusionsofen.
In diesem Kapitel wird zunächst auf die Theorie der Diffusion in Silizium eingegangen. Versuche mit
verschiedenen Dotierstoffen werden vorgestellt und ein Aufbau zum automatischen Aufsprühen der
Dotierstoffe entwickelt. Solarzellen, die mit der Sprühdiffusion hergestellt wurden, werden analysiert
und die Ergebnisse vorgestellt. Dabei wird unter anderem auf die folgenden Fragestellungen
eingegangen:
• Wie bringt man den Dotierstoff auf den Wafer?
• Welche Diffusionsparameter braucht man für die Diffusion im Gürtelofen?
• Wie reinigt man die Wafer nach der Diffusion und entfernt die Reste des Dotierstoffs?
• Lassen sich damit vergleichbar gute Solarzellen wie mit der POCl 3 -Diffusion herstellen?

28
3.1 Diffusion
Einer der wichtigsten Prozessschritte bei der Herstellung einer Solarzelle ist die Diffusion. Diffusion
bezeichnet das kontrollierte Einbringen von kleinen Mengen eines Fremdstoffes in das Silizium, um
die elektrischen Eigenschaften zu verändern, im Falle der Solarzelle zur Herstellung des Emitters, also
des pn-Übergangs.
Die Diffusion von Stoffen wird im Allgemeinen durch eine Transportgleichung, das Fick’sche Gesetz,
beschrieben. Die Änderung der Konzentration eines Stoffes in einem Volumenelement muss gleich der
Änderung des Flusses des Stoffes durch die Grenzen des Volumenelements sein. Im
eindimensionalen Fall gilt:
2
( , ) ∂ N( x,
t)
∂N x t
∂t
= D ⋅
∂x²
, (3.1)
wobei N(x,t) die Konzentration des Stoffes zum Zeitpunkt t am Ort x und D der Diffusionskoeffizient ist.
Der Diffusionskoeffizient ist im allgemeinen nicht konstant, sondern vom Material und von der
Temperatur abhängig. Für den Diffusionskoeffizienten D gilt:
0
−E a
kT
D= D ⋅ e .
(3.2)
Dabei sind D 0 und die Aktivierungsenergie E a materialabhängige Konstanten. Aus der Lösung dieser
Differentialgleichung erhält man das Diffusionsprofil. Dabei können zwei verschiedene Fälle mit
unterschiedlichen Randbedingungen betrachtet werden. Im ersten Fall liegt eine unerschöpfliche
Dotierstoffquelle vor, d.h. die Dotierstoffkonzentration N S an der Oberfläche ist konstant. Als weitere
Randbedingung gilt, dass die Dotierstoffkonzentration im Festkörper zu Beginn der Diffusion Null sei,
also N(x) = 0 für t=0 für alle x. Die Fick’sche Gleichung wird dann durch die komplementäre
Fehlerfunktionsverteilung gelöst:
x
N( x,
t)
= NS
⋅ erfc . (3.3)
2 Dt
Bei einer endlichen Dotierstoffquelle nimmt die Oberflächenkonzentration N S im Verlauf der Diffusion
ab, die Menge S des Dotierstoffes bleibt aber erhalten:
∞
∫ N ( x , t ) dx = S . (3.4)
0
Es gilt wieder N(x) = 0 für t = 0 für alle x.
Die Fick’sche Gleichung wird dann durch die Gaußverteilung gelöst:

Inline Diffusion 29
2
x
−
4Dt
S
N( x, t)
= ⋅ e . (3.5)
π Dt
Für die Oberflächenkonzentration gilt:
S
NS
() t = . (3.6)
π Dt
Die Dotierprofile von Phosphor in Silizium sehen anders aus als die Funktionen (3.3) und (3.5). Dies
liegt daran, dass man nicht von einer Diffusionskonstante ausgehen kann. Je nach Konzentration der
Ladungsträger überwiegen zwei Diffusionsmechanismen. Zum einem die Diffusion über die
Zwischengitterplätze und zum anderen die Diffusion über Leerstellen [23].
In hochdotierten Bereichen ist die Diffusion über Leerstellen vorherrschend und das Profil der
Dotierstoffkonzentration entspricht ungefähr dem einer Diffusion aus einer unendlichen Quelle. In
niedrigdotierten Bereichen ist die Diffusion über Zwischengitterplätze vorherrschend und das Profil der
Dotierstoffkonzentration entspricht ungefähr dem der Diffusion aus einer endlichen Quelle. Durch die
unterschiedlichen Diffusionskonstanten bei den unterschiedlichen Dotierungen entsteht das bekannte
Kink and Tail-Profil der Phosphor-Diffusion in Silizium. Die mit der ECV-Methode (englisch:
Electrochemical Capacitance Voltage) [16] gemessene Ladungsträgerkonzentration nach der
Phosphor-Diffusion ist in Abbildung 3.1 gezeigt.
10 20 Grunddotierung 1,5 10 19 / cm 3
Ladungsträgerkonzentration [cm -3 ]
10 19
10 18
10 17
Kink POCl 3
(50Ω/sq)
Grunddotierung
Tail
10 16
0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6
Tiefe [µm]
Abbildung 3.1: ECV-Profil eines 50 Ω/sq. POCl 3 -Emitters. Deutlich ist das für die Phosphordiffusion
typische Kink und Tail-Profil zu erkennen.

30
3.2 Übersicht Diffusionsverfahren
Bei der Industriesolarzelle ist die schon im vorigen Kapitel beschriebene Diffusion aus der Gasphase
in einem offenen Rohrofen am weitesten verbreitet. Es gibt aber Alternativen zur POCl 3 -Emitter-
Diffusion. Bevor im Detail auf die Diffusion im Gürtelofen mit aufgesprühten Dotierstoffen eingegangen
wird, werden im diesem Kapitel andere Alternativen kurz vorgestellt.
• Bei der Spin-On-Diffusion befindet sich der Wafer zunächst auf einem rotierenden Teller. In
der Mitte des Tellers werden ein oder mehrere Tropfen des Dotierstoffs auf den Wafer
gegeben. Für die Spin-On-Diffusion werden dieselben Dotierstoffe benutzt wie für die
Sprühdiffusion. Durch die schnelle Rotation verteilt sich der Dotierstoff gleichmäßig über den
Wafer und benetzt diesen. Der Wafer wird im Anschluss getrocknet. Die Diffusion findet in
einem beheizten Rohr oder Gürtelofen statt. Das Spin-On-Verfahren wird vor allem in der
Halbleiterindustrie angewendet. Solarzellen, die mit dem Spin-On-Verfahren hergestellt
wurden, erreichen vergleichbare Leistungen wie Industriesolarzellen mit POCl 3 [24]. Ein
Nachteil des Verfahrens ist der hohe Aufwand beim Handling des Wafers und der geringe
Durchsatz.
• Bei der DOSS-Methode (englisch: Dopand Oxide Solid Source) werden Stapel mit dotierten
Source-Wafern und den zu prozessierenden Wafern gebildet [25]. Die Diffusion findet im
Anschluss in einem Rohrofen statt. Die Methode erfordert ein aufwändiges Handling.
Außerdem müssen die Source-Wafer erst hergestellt werden. Daher ist das Verfahren zur
industriellen Herstellung von Solarzellen ungeeignet.
• Der Dotierstoff kann auch in Form einer Paste mit einem Siebdrucker aufgebracht werden.
Der Ablauf des Prozesses ist ähnlich dem des Siebdrucks der Metallkontakte (1.4.5). Im
Anschluss findet die eigentliche Diffusion in einem Gürtelofen statt. Durch eine entsprechende
Geometrie der Siebe ist es möglich, selektive Emitter herzustellen [26] [27].
• In einem PECVD-Reaktor wird durch entsprechende Wahl der Prozessgase (hier unter
anderen Trimethylphosphin) in einem Plasma ein phosphorhaltiger Glasfilm auf den Wafern
abgeschieden. Im Anschluss daran findet die Diffusion im Durchlaufofen statt [28].
3.3 Dotierstoffe für die Inline-Diffusion
Für die Versuche zur Inline-Diffusion wurden kommerziell erhältliche Dotierstoffe verwendet. Die
Dotierstoffe befinden sich in einer Dotierstofflösung, die zusammen auch als Dopant oder Spin-On-
Dopant (englisch: SOD) bezeichnet wird. Diese Dopants werden im allgemeinen in der
Halbleiterindustrie zur Chipherstellung verwendet und im Spin-On-Verfahren auf die Wafer auftragen.
Die Dotierstofflösung besteht in der Regel aus einem Lösungsmittel und Polymerketten mit dem
Dotierstoff. Für unsere Versuche wurden Spin-On-Dopants der Firmen Filmtronics und Merck
verwendet. Tabelle 3.1 zeigt eine Übersicht über die verwendeten Dotierstofflösungen.

Inline Diffusion 31
Firma Dotierstoff Lösungsmittel Dotierstoff
Filmtronics
P8545SF
P509
Alkoholverbindungen ~95%
(n-Propanol, Isopropanol,
Ethanol)
1-5% Phosphosilicatepolymer
Merck
Siodop
Keine Herstellerangaben
bekannt.
1,92 % Phosphor
Tabelle 3.1: Übersicht über die verwendeten Dotierstoffe und deren Zusammensetzung (soweit
bekannt).
Die Dotierstoffe sind nur begrenzt haltbar (ungefähr 6 Monate) und müssen gekühlt gelagert werden.
Wird die Haltbarkeit überschritten, flockt der Dotierstoff aus dem Lösungsmittel aus und ist nicht mehr
verwendbar.
Alternativ kann auch Phosphorsäure verwendet werden. Um eine homogene Benetzung der
Siliziumoberfläche mit der Phosphorsäure zu gewährleisten, müssen noch organische Lösungsmittel
zugegeben werden [29].
3.4 Experimente
3.4.1 Aufbringung des Dotierstoffs mit einer Sprühdüse
In den folgenden Versuchen wurde der Dotierstoff mit einer Zweistoffsprühdüse aufgetragen.
Abbildung 3.2 rechts zeigt eine Skizze der verwendeten Sprühdüse. Der Dotierstoff wird von einem
Vorratsbehälter in die Sprühdüse gedrückt. An der Spitze der Düse zerstäubt die Druckluft bei
geöffneter Nadel den Dotierstoff zu einem feinen Nebel. Die Nadel wird über eine separate Steuerluft
angehoben (= Sprühen) und geschlossen. Die Menge des versprühten Dotierstoffs lässt sich über den
Hub der Nadel einstellen. Die Form und Größe des Sprühbildes hängt von der Düse und ihrer
Entfernung zur Oberfläche ab. Druck- und Steuerluft werden von einem Steuergerät geregelt.
Zunächst wurde eine Düse mit einem ellipsenförmigen Sprühbild (Durchmesser ~13 cm) gewählt und
die Siliziumwafer wurden auf einer Unterlage von Hand unter der Sprühdüse durchgezogen (siehe
Abbildung 3.2). Ein Problem bei den ellipsenförmigen Sprühdüsen war, dass diese leicht verstopften.
Vor allem wenn kurze Zeit (~1 min) nicht gesprüht wurde, bildeten sich aus dem Dotierstoff Polymere,
welche die Düse verstopften. Dies führte zu einer weiteren Verschlechterung des Sprühbildes. Die
Dicke des Sprühfilms variierte innerhalb der Ellipse und der Dotierstoff wurde auf einer Seite des
Wafers stärker aufgesprüht.

32
Abbildung 3.2: Für die Versuche wurde eine Sprühdüse verwendet. Links der Versuchsaufbau,
rechts die Skizze des Sprühsystems [30]
Um Aussagen über die Homogenität des gesprühten Filmes zu machen, wurde nach der Diffusion der
Schichtwiderstand des Emitters bei einigen Wafern örtlich aufgelöst gemessen. Die Messungen mit
der SPV-Technik (englisch: Surface Photo Voltage) wurden bei der Firma Semilab (Abbildung 3.2) in
Ungarn und am IFE in Norwegen (Abbildung 3.5 und Abbildung 3.17) durchgeführt. Bei der SPV-
Messung ist zu beachten, dass in den Randbereichen Abweichungen auftreten, da dort nicht mehr
näherungsweise von einer unendlichen Fläche ausgegangen werden kann. Die Inhomogenität des
aufgesprühten Dotierstoffs zeigt sich auch im Schichtwiderstand des Emitters. Abbildung 3.4 zeigt den
ortsaufgelösten Schichtwiderstand eines so hergestellten Emitters. Deutlich ist die stärker dotierte
rechte Seite (gelb/rot) zu erkennen.
Schichtwiderstand [Ω/Sq.]
32
28
24
20
Abbildung 3.3: Ortsaufgelöste Messung des Schichtwiderstands des Emitters auf einem 10x10 cm²
Wafer, besprüht mit Filmtronics P509 nach einer Diffusion von 10 Minuten bei 920°C.

Inline Diffusion 33
Für die weitere Automatisierung wurde das Sprühsystem in eine Rollentransportanlage eingebaut.
Jetzt wurde ein Sprühkopf gewählt, der ein rundes, kleineres Sprühbild (Durchmesser ~4 cm) hat.
Hierbei lässt sich der Dotierstoff wesentlich homogener auftragen als mit der ellipsenförmigen Sprühdüse.
Dies ermöglichte eine Optimierung der Diffusionsparameter. Da die besprühte Fläche nun
kleiner ist, muss der Sprühkopf während des Sprühvorgangs über den Wafer geführt werden. Die
Wafer werden auf Rollen durch die Sprühanlage transportiert, der Sprühkopf wird senkrecht zur
Transportrichtung auf einer linearen Verschiebeeinheit oberhalb des Wafers bewegt. Die Verschiebeeinheit
wird dabei von einem Computer angesteuert. Der Computer kann für verschiedene Wafergrößen
programmiert werden und steuert gleichzeitig die Kontrolleinheit für die Sprühdüse. Die Anlage
ist in Abbildung 3.4 gezeigt. Unten im Bild sind die Rollen zu erkennen, auf denen der Wafer
transportiert wird, rechts der Verschiebetisch mit dem Sprühkopf und links davon das Ansteuergerät
für die Sprüh- und Steuerluft. Die Luft in der Anlage wird abgesaugt, damit keine Dämpfe entweichen
können.
Abbildung 3.4: Die Aufnahme zeigt die Aufsprühanlage mit dem schwarzen Ansteuergerät für die
Druckluft, der linearen Verschiebeeinheit mit dem Sprühkopf und dem Rollentransport für die Wafer.
Abbildung 3.5 zeigt den ortsaufgelösten Schichtwiderstand eines so hergestellten Emitters. Im Bild
sind noch die Bahnen des Sprühkopfs zu erkennen, der sich von oben nach unten und zurück bewegt.
Bei der letzten Bahn wurde der Sprühnebel etwas zu früh abgestellt, der Emitter ist an diesen Stellen
deshalb schwächer dotiert (gelb/rot). Am oberen und unteren Rand des Wafers, wo der Sprühkopf
seine Richtung ändert, ist etwas mehr Dotierstoff auf dem Wafer, was man an der stärkeren Dotierung
sieht (blau).

34
Schichtwiderstand [Ω/Sq.]
55
50
45
40
35
Abbildung 3.5: Ortsaufgelöste Messung des Schichtwiderstands des Emitters auf einem 10x10 cm²
Wafer, besprüht mit Filmtronics P509 nach einer Diffusion von 10 Minuten bei 870°C.
Nach dem Aufsprühen des Dotierstoffs wurden die Wafer in einem Durchlaufofen bei 200°C
getrocknet, hierbei verdunstet das Lösungsmittel.
3.4.1.1 Schichtdickenbestimmung
Die Dicke des aufgesprühten Phosphorglasfilms hängt zum einem von der verwendeten Dotierstofflösung
und zum anderen von den Sprühparametern (Hub, Sprühzeit, Sprühdruck) ab. Eine Skizze der
Sprühdüse findet sich in Abbildung 3.2. Der Hub beträgt bei den Experimenten zwischen 0,5 und 1
mm, der Sprühdruck 1,5 bar. Die Sprühdauer ist durch die Geschwindigkeit der Rollen, die den Wafer
transportieren, und der Geschwindigkeit, mit der der Sprüharm über den Wafer fährt, gegeben.
Nach dem Sprühen ist eine deutliche Verfärbung des Siliziums zu erkennen. Die Wafer hatten nun
einen graublauen Schimmer. Die Messung der Schichtdicke gestaltete sich als schwierig, da der
Brechungsindex des aufgesprühten Glases nicht genau bekannt ist. Zur Bestimmung der Schichtdicke
wurden polierte FZ-Wafer mit verschiedenen Dotierstoffen besprüht. Die Reflexion der Proben wurde
in Abhängigkeit der Wellenlänge im Bereich zwischen 300 nm und 1200 nm gemessen (mit Varian
Cary 5 UV-Vis-NIR Spectrophotometer). Die Reflexionsmessungen sind in Abbildung 3.6 gezeigt.

Inline Diffusion 35
70
Reflexion [%]
60
50
40
30
Dopant
P506
P509
Siodop
FZ ohne
20
10
400 600 800 1000 1200
Wellenlänge [nm]
Abbildung 3.6: Reflexionsmessungen mit dem Spektralphotometer Cary an besprühten FZ-Wafern.
Aus der Reflexionsmessung kann die Schichtdicke abgeschätzt werden. Laut Hersteller lassen sich
Schichtdicken zwischen 0.04 μm und 1 μm im Spin-On-Verfahren herstellen. Der Brechungsindex
wird mit 1.38-1.48 angegeben [31]. Unter der Annahme, dass sich der Brechungsindex des
aufgesprühten Glases zwischen zwei benachbarten Minima und Maxima nicht ändert und n=1.48
beträgt, lässt sich die Dicke der aufgesprühten Schicht berechnen.
Zwischen zwei benachbarten Maxima und Minima gilt [32]:
n d
min max
⋅ = . (3.7)
⋅ −
4
λ
( λ λ )
min
⋅λ
Die mit Gleichung (3.7) und den Reflexionsmessungen aus Abbildung 3.6 berechneten Schichtdicken
sind in Tabelle 3.2 zusammengefasst.
max
Dotierstoff
Filmtronics P506
Filmtronics P509
Merck Siodop
abgeschätzte Schichtdicke
1,3 μm
1,8 μm
1,2 μm
Tabelle 3.2: Abgeschätzte Schichtdicken der gesprühten Filme.
Die Sprühparameter (Hub, Sprühzeit, Sprühdruck, s.o.) wurden beim Aufsprühen der Dotierstoffe nicht
verändert. Durch eine Variation der Sprühparameter lässt sich die Dicke des aufgesprühten Films für
die einzelnen Dotierstoffe verändern und optimieren.

36
3.4.2 Diffusionsprozess
Nach dem Aufsprühen des Dotierstoffs und dem Trocknen findet die Diffusion der Wafer statt. Dies
geschieht in einem Durchlaufofen, dem Sinterofen RTC LA 310. Die Wafer werden für die Diffusion auf
einen Gürtel gelegt und durchlaufen nach einer kurzen Eingangszone eine ungefähr 76 cm lange,
isolierte Heizkammer. Sowohl oben als auch unten in der Kammer befinden sich Infrarotlampen,
welche diese auf bis zu 990°C aufheizen können. Im Anschluss folgt eine Abkühlzone, so dass die
Wafer den Ofen in etwa mit Raumtemperatur verlassen. Die Diffusionen fanden bei Temperaturen
zwischen 870°C und 970°C statt. Die Diffusionszeit ist dabei proportional zur Gürtelgeschwindigkeit.
Bei der langsamsten Geschwindigkeit von 7,6 cm pro Minute des Gürtels lässt sich eine Diffusionszeit
von 10 Minuten realisieren. Längere Diffusionszeiten waren mit dem vorhandenen Sinterofen leider
nicht möglich. Der Schichtwiderstand des Emitters lässt sich im Gürtelofen sowohl durch die
Diffusionszeit als auch durch die Diffusionstemperatur verändern.
Zunächst wurde der Sinterofen profiliert. Dazu wurden mehrere Cz-Siliziumwafer (5x5 cm²) mit
Dotierstoff besprüht. Die Diffusion im Gürtelofen fand im Anschluss mit verschiedenen Parametern
(Diffusionszeit und –temperatur) statt. Nach der Diffusion wurde der Schichtwiderstand durch Vierpunktmessungen
an neun verschiedenen Stellen auf einem Wafer bestimmt. In Abbildung 3.7 sind
Schichtwiderstände für verschiedene Diffusionszeiten bei gleicher Diffusionstemperatur aufgetragen.
120
Schichtwiderstand [Ω/Sq.]
100
80
60
40
Dotierstoff P854 SF
T Diff
= 960°C
20
1 2 3 4 5 6
Diffusionszeit [min]
Abbildung 3.7: Schichtwiderstand in Abhängigkeit von der Diffusionszeit.
In Abbildung 3.8 sind die Schichtwiderstände für verschiedene Temperaturen gezeigt. Für
verschiedene Diffusionstemperaturen erhält man bei gleicher Diffusionszeit unterschiedliche
Schichtwiderstände des Emitters. Damit lässt sich über die Diffusionstemperatur der Schichtwiderstand
des Emitters einfach einstellen.

Inline Diffusion 37
Schichtwiderstand [Ω/Sq.]
50
45
40
35
30
25
Dotierstoff P 509
t Diff
=10 min.
20
870 880 890 900 910
Diffusionstmperatur [°C]
Abbildung 3.8: Schichtwiderstand in Abhängigkeit von der Diffusionstemperatur.
Von den Emittern bei den Diffusionen mit 870°C, 890°C und 910°C wurden die Dotierprofile mit der
ECV-Methode gemessen. Zum Vergleich ist das Referenzdotierprofil eines POCl 3 -Emitters in dem
Schaubild in Abbildung 3.9 aufgetragen.
Ladungsträgerkonzentration [cm -3 ]
POCl 3
-Profil
50 Ω/sq
Inline P Profil
10 20 25 Ω/sq
33 Ω/sq
47 Ω/sq
10 19
10 18
10 17
0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6
Tiefe [µm]
Abbildung 3.9: ECV-Messung des Dotierprofils der verschiedenen Emitter.

38
Bei der Diffusion fällt auf, dass der erste Wafer einer Reihe immer einen höheren Schichtwiderstand
hat, bzw. schwächer dotiert ist als die folgenden Wafer, unabhängig von der
Diffusionstemperatur bzw. Diffusionszeit. Dies legt die Vermutung nahe, dass während der Diffusion
im Gürtelofen ein Teil des Dotierstoffes in die Umgebung entweicht. Deshalb werden den zu
prozessierenden Wafern in der Regel bei der Diffusion auch ein oder zwei besprühte Dummies
vorweggeschickt. Für die folgenden Wafer, die den Gürtelofen durchlaufen, enthält die Atmosphäre im
Ofen schon den ausdiffundierten Dotierstoff der vorherigen Wafer. Zwischen Aus- und Eindiffusion aus
der Ofenatmosphäre muss sich also ein Gleichgewicht einstellen.
3.4.3 Entfernung der Rückstände des Dotierstoffes
Nach der Diffusion müssen die Rückstände des Precursors von der Waferoberfläche entfernt werden.
Bei der POCl 3 -Diffusion wird das Phosphorglas mit Flusssäure (2%) abgeätzt. Bei der Inline-Diffusion
stellte sich dies als aufwändiger dar, da nach dem Eintauchen in Flusssäure (HF) eine hydrophile
Schicht auf der Waferoberfläche verbleibt. Dies kann sich negativ auf den weiteren Solarzellenprozess
auswirken, beispielsweise durch eine inhomogene SiN x :H-Abscheidung (Blistering). Der Dotierstoff
lässt sich aber nass-chemisch oder thermisch entfernen.
3.4.3.1 Nass-chemisches Verfahren zur Entfernung des Phosphorglases
Erste Versuche, den Dotierstoff abzuätzen, wurden mit NaOH durchgeführt. Die Ätzrate des NaOH
lässt sich allerdings nur schwer kontrollieren. Wird zuviel Silizium abgeätzt, verändert dies das Profil
des Emitters oder er wird sogar komplett abgeätzt. Solarzellen, bei denen dieses Verfahren benutzt
wurde, hatten im allgemeinen zu niedrige Parallelwiderstände, die auf Kurzschlüsse im Emitter
zurückzuführen waren.
Gesucht wird also ein Ätzverfahren, welches sich selbst reguliert. In Frage kommt hier insbesondere
eine Oxidation. Bei der Oxidation diffundiert der Sauerstoff in das Silizium. An der Oberfläche bildet
sich dabei eine Siliziumdioxidschicht. Diese Reaktion läuft umso langsamer ab, je dicker die SiO 2 -
Schicht wird.
Zum Entfernen der Dotierstoffreste wurde die Oberfläche des Wafers mittels Wasserstoffperoxid und
Schwefelsäure aufoxidiert. Die oxidierte Schicht ließ sich daraufhin mit HF entfernen. Dieses
Verfahren hat den Vorteil, dass es sich wesentlich besser kontrollieren lässt als die Abätzung mit
NaOH, da nur die oberste Schicht des Wafers oxidiert wird. Der gesamte modifizierte Prozess ist in
Abbildung 3.10 dargestellt.

Inline Diffusion 39
Dotierstoff aufbringen
Wafer trocknen
Diffusion
HF 2%, ~2 Minuten
H 2 O 2 + H 2 SO 4 (1:4), 80°C,
~5 Minuten
HF 2%, ~2 Minuten
Zweistoffsprühdüse
~200°C
Gürtelofen, 870°C- 920°C,
~10 Minuten
Phosphorglas entfernen
Oxidation der Siliziumoberfläche
mit Dotierstoffresten
Oxidierte Siliziumschicht entfernen
Abbildung 3.10: Diffusionsprozess: Solarzelle mit Spray-On-Emitter.
3.4.3.2 Thermische Verfahren zur Entfernung des Phosphorglases
Eine thermische Oxidation der Oberfläche im Oxidationsrohr erschien zu aufwändig und würde die
Vorteile des Verfahrens gegenüber der POCl 3 -Diffusion aufheben.
Als Alternative zum nass-chemischen Prozess aus Kapitel 3.4.3.1 wurden die Wafer daher nach der
beidseitigen Diffusion und dem Abätzen des Phosphorglases mittels HF, thermisch für ~5 min bei
800°C an Umgebungsluft im Durchlaufofen oxidiert. Danach war noch ein zweiter HF-Schritt
notwendig, um die Silizium-Phosphor-Oxid-Schicht vom Wafer zu entfernen. Die Wafer waren danach
hydrophob. Der abgeänderte Prozess ist in Abbildung 3.11 dargestellt.
Dotierstoff aufbringen
Wafer trocknen
Diffusion
HF 2%, ~2 Minuten
Thermische Oxidation
Gürtelofen
HF 2%, ~2 Minuten
Zweistoffsprühdüse
~200°C
Gürtelofen, 870°C- 920°C,
~ 10 Minuten
Phosphorglas entfernen
~ 5 Minuten, 800°C
Oxidation der Siliziumoberfläche
mit Dotierstoffresten
Oxidierte Siliziumschicht entfernen
Abbildung 3.11: Modifizierte Prozessabfolge mit thermischer Oxidation der Phosphor-
Siliziumschicht

40
Beide hier vorgestellte Verfahren, den Dotierstoff zu entfernen, sind sehr aufwändig. Beim nasschemischen
Prozess müssen zusätzliche Ätzschritte durchgeführt werden. Dadurch wird die Menge
der chemischen Abfälle vergrößert. Beim thermischen Prozess sind zwei HF-Ätzschritte notwendig.
Die Wafer müssen sowohl nach der Diffusion als auch nach der Oxidation abgekühlt werden. Dies
sind zwei zusätzliche Prozessschritte, die Energie und Zeit kosten.
Bei der POCl 3 -Diffusion treten solche Probleme beim Abätzen des Phosphorglases in der Regel nicht
auf. Bei der POCl 3 -Diffusion wird der Dotierstoff während der Diffusion aus der Gasphase ständig
„nachgeliefert“, bei der Spray-On-Diffusion wird der Dotierstoff vor der Diffusion aufgetragen.
Vergleicht man die Durchlaufdiffusion mit der POCl 3 -Diffusion im Diffusionsrohr weiter, so fällt auf,
dass bei der POCl 3 -Diffusion direkt nach der Diffusion Sauerstoff zugeführt wird. Die Wafer werden
also noch im Diffusionsrohr oxidiert. Dieser Schritt wird empfohlen, um die Homogenität der Diffusion
zu verbessern und die Phosphorkonzentration in der Phosphorglasschicht zu reduzieren.
Bei der Durchlaufdiffusion findet ein solcher Schritt nicht statt. Da die folgende Oxidation ebenfalls im
Gürtelofen unter einer Standardatmosphäre stattfindet, musste der Sprühfilm vorher mit HF entfernt
werden. Würde die Oxidation bei einem höheren Sauerstoffgehalt in der Umgebung stattfinden, wäre
evtuell der im vorherigen Absatz nötige HF-Schritt zum Abätzen des Phosphorglases überflüssig.
In einem kleinen Versuchsofen wurde der POCl 3 -Diffusionprozess mit einem Spin-On-Dopant
simuliert. Dazu wurden kleine Si-Wafer, 2,5 x 5 cm², mit der Dotierstofflösung Siodop besprüht und
getrocknet. Alle Wafer wurden 10 min bei 920° in 80% N 2 und 20% O 2 diffundiert. Bei zwei Gruppen
der Wafer wurde nach dem Diffusionsprozess Sauerstoff zugeführt. Im Anschluss wurden die Wafer in
HF gedippt und geprüft, ob sie hydrophob waren (Tabelle 3.3). Bei genügender Sauerstoffzufuhr ließ
sich das P-Glas in einem einzigen HF-Ätzschritt größtenteils entfernen.
Wafer # T diff Zeit Sauerstoff Zeit hydrophob
1 920 °C 10 min nein ---------------- nein
2 920 °C 10 min 12 l/min 5 min nein
3 920 °C 10 min 16 l/min 5 min z.T. >70%
Tabelle 3.3: Zusammenfassung des Experiments mit Variation des zugeführten Sauerstoffs.

Inline Diffusion 41
3.4.4 Solarzellenergebnisse mit Inline Diffusion im Gürtelofen
Im Folgenden werden die Ergebnisse der mit Inline-Diffusion hergestellten Solarzellen diskutiert. Im
Laufe der Versuche konnte die Inline-Diffusion optimiert und die Wirkungsgrade der prozessierten
Solarzellen verbessert werden. Die wichtigsten Stationen dieser Lernkurve sind in Abbildung 3.12
dargestellt.
16
Wirkungsgrad [%]
15
14
13
Dotierstoff mit NaOH entfernt
Dotierstoff mit H 2
O 2
entfernt:
mit einseitiger Diffusion
mit beidseitige Diffusion
mit isotexture, beidseitige Diffusion
12
1 2 3 4
Entwicklung Solarzellenprozess
Abbildung 3.12: Lernkurve bei der Inline-Diffusion. Dargestellt sind jeweils die Wirkungsgrade der
besten Solarzelle.
In den ersten Versuchen wurden die Dotierstoffreste nach der Diffusion mit NaOH abgeätzt. Eine
weitere wichtige Verbesserung war die schon diskutierte Reinigung (Absatz 3.4.3) mit H 2 O 2 oder
mittels thermischer Oxidation und Flusssäure. Ein Unterschied in der Leistung der fertigen Solarzellen
konnte zwischen den beiden Methoden nicht festgestellt werden. Im diesem Kapitel wird noch auf die
Unterschiede zwischen ein- und beidseitiger Diffusion, sowie auf verschiedene Schichtwiderstände
der Emitter und auf texturierte Solarzellen eingegangen.
Der verwendete Solarzellenprozess (Abbildung 3.13) entspricht unserem Referenzprozess, lediglich
die POCl 3 -Diffusion wurde durch die Inline-Diffusion ersetzt und das Phosphorglasätzen dafür
modifiziert.
Sägeschaden ätzen
Emitter-Diffusion
PECVD SiN x
ARC
POCl 3
Referenz
Inline-Diffusion
Kantenisolation
Siebdruck Frontseite (Ag)
Siebdruck Rückseite (Al)
Kontaktsintern
Abbildung 3.13: Solarzellenprozess, variiert wurde jeweils die Emitter-Diffusion.

42
3.4.4.1 Solarzellenergebnisse mit ein- und beidseitiger Diffusion
Die Solarzellenergebnisse auf NaOH-geätzten mc Silizium-Wafern (100x100 mm²) sind in Tabelle 3.4
zusammengefasst. Eine Referenzgruppe wurde mit herkömmlicher POCl 3 -Diffusion prozessiert. Bei
der Inline-Diffusion wurde der Dopant P845 von der Firma Filmtronics auf die Wafer gesprüht. Nach
der Diffusion wurden die Wafer mit nass-chemischer Oxidation gereinigt: Es wurden zwei Gruppen
prozessiert, bei einer wurde der Dopant nur auf die Emitterseite aufgebracht, bei der anderen auf
beide Waferseiten. Der Schichtwiderstand des Emitters betrug ~40 Ω/Sq.
Schicht
[Ω/Sq.]
FF
[%]
I sc
[mA/cm²]
V oc
[mV]
η
[%]
POCl 3 Mittel (5) 50 78,0 ± 0,7 32,0 ± 0,1 622 ± 2 15,5 ± 0,2
Inline-Diffusion
Beste Solarzelle
beidseitig
Inline-Diffusion
Mittel (3), beidseitig
Inline-Diffusion
Mittel (3), einseitig
41 78,0 31,3 622 15,2
40 76,5 ± 1,5 31,5 ± 0,1 619 ± 3 14,9 ± 0,3
40 76,4 ± 2 30,3 ± 1 611 ± 5 14,1 ± 0,9
Tabelle 3.4: Solarzellenergebnisse auf 10 x10 cm 2 großen Wafern mit Dotierstoff P845.
Die beste Solarzelle, die mit der Inline-Diffusion produziert wurde, liegt im selben Leistungsbereich wie
die Referenzzellen. Der Emitter der Inline-Diffusion ist mit 40 Ω/Sq stärker dotiert als der Emitter der
Referenz. Dadurch ist der Kurzschlussstrom bei diesen Zellen reduziert. Vergleicht man die
Mittelwerte, so sind auch die Füllfaktoren und die offene Klemmspannung reduziert. Dies lässt sich
durch Inhomogenitäten im Emitter erklären, die durch eine Optimierung des Sprühprozesses verhindert
werden können. Auch bleibt zu erwähnen, dass die Inline-Diffusion im Gegensatz zur POCl 3
Diffusion nicht in einer Reinraumumgebung stattfand.
Ein markanter Unterschied besteht zwischen den beiden Gruppen mit ein- und beidseitiger Diffusion.
Sowohl die offene Klemmspannung als auch der Kurzschlussstrom sind bei einseitiger Diffusion
deutlich reduziert, was zu einem geringeren Wirkungsgrad führt (Tabelle 3.4, Zeile 3 und 4). Dies legt
nahe, dass bei beidseitiger Diffusion ein verbessertes Phosphorgettern stattfindet. Vergleicht man die
interne Quantenausbeute (IQE in Abbildung 3.14) von Zellen mit ein- und beidseitiger Diffusion fällt
sowohl die bessere Empfindlichkeit im kurz- als auch im langwelligen Bereich auf. Aus dem Gewinn im
langwelligen Bereich lässt sich auf eine Verbesserung im Bulk schließen. Die aus der IQE mittels
Basorefit (siehe dazu 4.2.1) berechnete effektive Diffusionslänge beträgt L eff =590 µm bei beidseitiger
Diffusion und L eff = 460 µm bei einseitiger Diffusion. Dies entspricht einer Verbesserung der effektiven
Diffusionslänge um etwa 120 µm. Bei der beidseitigen Phosphordiffusion können die
Verunreinigungen während der Diffusion sowohl zur Vorderseite, als auch zur Rückseite diffundieren.
Dadurch halbiert sich die benötigte Diffusionsstrecke für die Verunreinigungen im Festkörper.
Insgesamt lagern sich weniger Verunreinigungen an der Vorderseite ab, was die bessere

Inline Diffusion 43
Empfindlichkeit im kurzwelligen Bereich erklärt. Verunreinigungen auf der Rückseite werden beim
Kontaktsintern im Aluminium gelöst und haben dort keinen störenden Einfluss. Zusätzlich wird die
Rückseite des Wafers im Gürtelofen während der Diffusion durch die Phosphorglasschicht vor
Verunreinigungen im Gürtelofen geschützt. Derselbe Effekt konnte auch bei Solarzellen mit Spin-On-
Dopants [33] und [17] und für Solarzellen mit POCl 3 -Diffusion [34] beobachtet werden. Tool [17] konnte
außerdem zeigen, dass der Gettereffekt größer ist bei Wafern mit mehr Verunreinigungen und nur
gering bei Wafern mit guter Bulkqualität. Zusammenfassend lässt sich sagen, dass es sinnvoll ist, die
Wafer beidseitig zu besprühen und zu diffundieren.
1,0
Interne Quantenausbeute IQE
0,8
0,6
0,4
0,2
beidseitige Diffusion
L eff
=590 μm
einseitige Diffusion
L eff
=460 μm
0,0
400 600 800 1000 1200
Wellenlänge [nm]
Abbildung 3.14: Interne Quantenausbeute für Wafer mit einseitiger bzw. beidseitiger Diffusion.
3.4.4.2 Solarzellenergebnisse mit verschiedenen Emitterdotierungen
Im folgenden Abschnitt werden Solarzellen mit unterschiedlichen Emitterprofilen verglichen. Bei fünf
unterschiedlichen Diffusionstemperaturen wurden fünf verschiedene Emitterprofile für Gruppen von je
fünf Wafern realisiert (siehe auch Abbildung 3.8 und Abbildung 3.9). Für die Experimente wurden
wieder NaOH geätzte 100x100 mm² mc-Si Wafer benutzt. Abbildung 3.15 zeigt den Füllfaktor und die
Kurzschlussstromdichte für die verschiedenen Gruppen. Die Kurzschlussstromdichte steigt bei
schwächer dotiertem Emitter an, da nun weniger Rekombination im Emitter stattfindet. Die Kurzschlussstromdichte
hängt dabei fast linear vom Schichtwiderstand ab. Der Kurzschlussstrom lässt sich
um bis zu 2 mA/cm² steigern, wenn der Schichtwiderstand im Emitter von 25 Ω/Sq. auf 50 Ω/Sq.
erhöht wird. Der schwächer dotierte Emitter lässt sich allerdings auch schlechter kontaktieren,
weshalb der Füllfaktor um ca. 2% absolut abnimmt.

44
78
33
32
77
FF [%]
76
FF [%]
J SC
[mA/cm 2 ]
31
30
J SC
[mA/cm²]
75
29
25 30 35 40 45 50
R sheet
[Ω/Sq.]
Abbildung 3.15 Kurzschlussstromdichte und Füllfaktor in Abhängigkeit vom Schichtwiderstand auf
100x100 mm² Solarzellen.
Simulationen mit PC1D [18] zeigten eine Steigerung des Wirkungsgrades für Solarzellen mit schwach
dotierten Emittern. In der Praxis ist diese Steigerung jedoch limitiert durch den Kontakt zum Emitter.
Während in der Simulation der Wirkungsgrad weiter steigt, wurde in den Versuchen mit den
Sprühemittern der beste Wirkungsgrad bei Emittern um 40 Ω/Sq. erreicht (Abbildung 3.16). Bei
Solarzellen mit POCl 3 -Diffusion ist bekannt, dass Emitter mit Schichtwiderständen bis zu 60 Ω/Sq im
Siebdruckverfahren mit hohen Füllfaktoren kontaktiert werden können. Ein Grund, weshalb sich bei
der Sprühdiffusion schon bei 40 Ω/Sq die Füllfaktoren auf unter 77% verschlechtern, ist das flache
Emitterprofil im Vergleich zum Profil der POCl 3 -Diffusion (siehe Abbildung 3.9). Eine Anpassung des
Emitterprofils war mit dem vorhandenen Diffusionsofen nicht möglich, so war zum Beispiel die
maximale Diffusionszeit auf 10 Minuten beschränkt.
15,2
15,0
η [%]
14,8
14,6
14,4
Sprühdiffusion
PC1D Simulation
25 30 35 40 45 50
R sheet
[Ω/Sq.]
Abbildung 3.16 Wirkungsgrad in Abhängigkeit vom Schichtwiderstand, in der Simulation und im
Experiment.

Inline Diffusion 45
Die Mittelwerte der Solarzellenergebnisse auf 100x100 mm² Wafern sind in Tabelle 3.5 zusammengefasst.
Die Gruppe mit dem besten Wirkungsgrad hat einen durchschnittlichen Schichtwiderstand
von 40 Ω/Sq. In dieser Gruppe wird ein durchschnittlicher Wirkungsgrad von 15,1% erzielt.
T Diffusion
[°C]
R sheet
[Ω/Sq.]
FF
[%]
J SC
[mA/cm²]
V OC
[mV]
η
[%]
910 24 77,7 ± 0,4 29,9 ± 0,1 619 ± 1 14,4 ± 0,1
900 30 77,2 ± 0,3 30,6 ± 0,4 620 ± 1 14,6 ± 0,3
890 34 77,1 ± 0,2 31,1 ± 0,3 620 ± 1 14,9 ± 0,2
880 40 76,7 ± 0,7 31,7 ± 0,2 621 ± 1 15,1 ± 0,1
870 47 75,6 ± 0,5 32,2 ± 0,3 619 ± 2 15,0 ± 0
Tabelle 3.5: Solarzellenergebnisse auf 100x 100 mm² mc-Si Wafern, nicht texturiert, Mittelwerte
aus 3 bis 5 Wafern je Gruppe
3.4.4.3 Sauer isotrop texturierte Solarzellen
Die bisher besprochenen Experimente zur Inline-Diffusion wurden auf NaOH-geätzten Wafer durchgeführt.
Allerdings werden heute vermehrt multikristalline, texturierte Solarzellen hergestellt. Im
Folgenden wird die Inline-Diffusion auf sauer isotrop texturierten Siliziumwafern beschrieben.
Insgesamt wurden 30 isotexturierte Wafer der Größe 100x100mm² prozessiert. Der Schichtwiderstand
des Emitters schwankte zwischen 40 Ω/Sq und 70 Ω/Sq auf den verschiedenen Wafern. Auch auf den
einzelnen Wafern war der Dotierstoff nicht homogen verteilt. Dies ist deutlich in der Messung des ortsaufgelösten
Schichtwiderstands in Abbildung 3.17 zu sehen. Der aufgesprühte Dotierstoff besteht
direkt nach dem Sprühen aus kleinen Tröpfchen, die sofort auf einer glatten Oberfläche verlaufen. Auf
der rauhen strukturierten Oberfläche der texturierten Wafer kann sich der Dotierstoff nicht so gut
verteilen, was die Inhomogenitäten im Emitter erklärt.

46
Schichtwiderstand [Ω/Sq.]
58
54
50
46
42
38
Abbildung 3.17: Ortsaufgelöste Messung des Schichtwiderstands des Emitters auf einem isotrop
texturierten 10x10 cm² Wafer, besprüht mit Filmtronics P509 nach einer Diffusion von 10 Minuten bei
870°C.
Bei dem Experiment konnte nicht bei allen Wafern die Reste des Dotierstoffs vollständig von der
Waferoberfläche entfernt werden. Bei der PECVD SiN x -Abscheidung war daher bei einigen Zellen
Blistering zu beobachten. Die unterschiedliche Homogenität der Emitter führte zu einer großen
Streuung der Leistung der prozessierten Solarzellen. Im Mittel über alle 29 fertig prozessierten Wafer
ergab sich ein Wirkungsgrad von 14,5% (± 0,6). Die hohe Standardabweichung der Werte liegt vor
allem an der großen Streuung der Füllfaktoren, die sich durch den inhomogenen Emitter erklären
lässt. Im Mittel waren also die texturierten Solarzellen schlechter, verglichen mit den Solarzellen ohne
Textur (siehe vorheriger Abschnitt). Das Mittel für die 10 besten Zellen liegt bei 15,1% und die beste
Solarzelle erreichte einen Wirkungsgrad von 15,5%. Der mittlere Wirkungsgrad für die besten 10
Zellen ist besser als bei den Zellen ohne Textur und nicht viel schlechter als isotexturierte Solarzellen
mit POCl 3 -Diffusion (siehe Kapitel 2). Weitere Möglichkeiten zur Prozessoptimierung sind ein
optimiertes, dünneres Aufsprühen des Dotierstoffes und/oder eine längere Oxidation nach der
Diffusion.
R sheet
[Ω/Sq.]
FF
[%]
J SC
[mA/cm²]
V OC
[mV]
Beste Zelle 56 76,3 33,0 616 15,5
Mittel
Top 10
Mittel
Alle Wafer
η
[%]
52 ± 10 74,5 ± 1,3 33,3 ± 0,5 609 ± 5 15,1 ± 0,3
60 ± 8 71,9 ± 2,7 33,5 ± 0,4 603 ±11 14,5 ± 0,6
Tabelle 3.6: Solarzellenergebnisse auf 100x100 mm² Wafer, 300 μm dick

Inline Diffusion 47
3.4.4.4 Diffusion auf großen Wafern
In den letzten Jahren ist die Wafergröße in der Solarzellenproduktion immer weiter angestiegen und
momentan bei einer Wafergröße von 156x156 mm² angekommen. Erste Solarzellen der Größe
200x200 mm² wurden schon 2004 auf der Europäischen Photovoltaikkonferenz (19 th EU PVSEC)
präsentiert. Die Hersteller erhoffen sich durch die größere Zellfläche eine Reduktion der
Produktionskosten. Mit der Zellgröße wächst auch die Größe der Produktionsanlagen. So war es nicht
mehr möglich, in unserem Labor Wafer dieser Größe im Rohrofen zu diffundieren. Die Inline-Diffusion
lässt sich dagegen problemlos für größere Wafer adaptieren. Einzig der Verfahrweg der Düse und die
Transportgeschwindigkeit müssen der neuen Wafergröße angepasst werden. In der Regel können in
einem Durchlaufofen mehrere Wafer nebeneinander prozessiert werden, so dass auch 200 mm breite
Wafer problemlos diffundiert werden können. Zusätzliche Heizungen an der Seite sorgen dafür, dass
die Temperatur über die gesamte Breite möglichst homogen bleibt. Mit der hier vorgestellten Inline-
Diffusion wurden Solarzellen auf Wafer bis zu einer Größe von 200 x 200 mm² prozessiert. Dabei
wurde auf sauer isotrop texturierten mc-Si Wafern im Mittel ein Wirkungsgrad von 15% erreicht. Die
beste Solarzelle hatte einen Wirkungsgrad von 15,1% (FF = 73 %, J SC = 33.9 mA/cm², V OC = 610 mV)
[35].

Bor BSF Solarzellen 49
4 Bor BSF Solarzellen
Eine sinnvolle Weiterentwicklung des Industrieprozesses für Solarzellen ist ein Konzept ohne eine
ganzflächige Aluminiumkontaktierung. Hauptnachteile der Aluminium-Siebdrucktechnologie sind der
hohe Verbrauch an Aluminiumpaste und die Durchbiegung der Wafer infolge des Sinterprozesses. Sie
stößt damit an die Grenzen ihrer Möglichkeiten beim Verlangen der Industrie nach immer dünneren
und größeren Wafern. Die Durchbiegung der Wafer beim Sinterprozess lässt sich auf konventionellem
Weg durch eine Optimierung der Metallpastenkomposition verringern, nicht aber verhindern [36].
Huster [37] konnte zeigen, dass sich die Biegung des Wafers durch Abkühlen auf -50°C und
anschließender Erwärmung auf Raumtemperatur rückgängig machen lässt. Eine industrielle Umsetzung
dieses Verfahrens ist fraglich und bis heute noch nicht erfolgt. Simulationen mit PC1D [18]
zeigen, dass eine Solarzelle mit Bor-BSF eine ähnliche Ausgangsleistung erbringen kann wie eine
Siebdrucksolarzelle mit Al-BSF und man hat eine besser passivierende Rückseite, was von Vorteil
sein sollte.
Im diesem Kapitel wird ein Solarzellenkonzept für multikristallines Silizium ohne ganzflächigen
Rückseitendruck vorgestellt und die damit erreichten Solarzellenergebnisse diskutiert. Der Rückseitenkontakt
wird durch ein offenes, siebgedrucktes Fingergrid realisiert, wodurch das Problem der
Waferdurchbiegung bei dünnen Wafern komplett vermieden wird. Eine Durchbiegung der Wafer beim
Kontaktsintern konnte selbst bei bis zu 150 µm dünnen Wafern nicht beobachtet werden, womit dieses
Konzept auch für dünne Wafer geeignet zu sein scheint. Wesentliche Merkmale dieses Konzeptes
sind das Bor-BSF, welches in den Wafer eindiffundiert wird, die Rückseitenpassivierung durch ein
Siliziumoxid/Siliziumnitrid-Schichtsystem und die Rückseitenkontaktierung durch ein siebgedrucktes
Fingergrid. Um einen späteren Transfer des Solarzellenkonzepts in die Industrie zu ermöglichen,
kamen nur industrienahe Prozesse zum Einsatz.
Des Weiteren haben die Solarzellen bifaciale Eigenschaften, d.h. die Zellen können auch Streulicht
auf der Rückseite einsammeln. Im zweiten Teil des Kapitels wird an Hand von Simulationen und Messungen
an fertigen Modulen untersucht, welchen Vorteil bifaciale Solarzellenkonzepte unter realen Bedingungen
haben. Eine Übersicht über andere bifaciale Solarzellenkonzepte findet sich im Anhang.
4.1 Solarzellenprozess
Im folgenden Kapitel werden verschiedene Herstellungsprozesse für Bor-BSF Solarzellen beschrieben.
Der Prozess wurde im Laufe der Arbeit optimiert und vereinfacht. Im Rahmen der
Übersichtlichkeit wird nur auf wesentliche Änderungen im Prozessablauf eingegangen.
Den Hauptunterschied der Solarzelle mit Bor-BSF im Vergleich zu einer derzeit typischen Industriesolarzelle
mit ganzflächigem Aluminiumkontakt und Al-BSF findet man auf der Rückseite. Der Aufbau
der Solarzelle mit Bor-BSF und der Industriesolarzelle ist schematisch in Abbildung 4.1 gezeigt. Die

50
Vorderseite der Solarzelle (im Bild oben) ist identisch mit der Vorderseite der Industriereferenzzelle.
Anders die Rückseite (im Bild unten): Anstatt des ganzflächigen Aluminiumkontakts und des Al-BSF
auf der Rückseite besitzt die Solarzelle ein Bor-BSF und ein offenes Fingergrid zur Rückseitenkontaktierung.
SiO + SiN
2 x
Ag
AgAl
n+ ARC
p
p+
Abbildung 4.1: Schematische Darstellung des Querschnitts durch eine Bor-BSF Solarzelle (links)
und im Vergleich durch eine Industriesolarzelle (rechts).
Der Herstellungsprozess ist ähnlich dem der Industriesolarzelle. Zusätzliche Prozessschritte sind zur
Herstellung des Bor-BSF und zur Rückseitenpassivierung erforderlich. Es werden sowohl Solarzellen
ohne als auch mit verschiedener Rückseitenpassivierung diskutiert. Diese Prozessschritte finden vor
der Emitterdiffusion statt (siehe hierzu Kapitel 4.1.1). Die Kontakte werden mit Siebdruck aufgebracht.
Für die Rückseite wird nur die Geometrie des Siebes geändert und statt einer reinen Aluminiumpaste
wird eine aluminiumhaltige Silberpaste verwendet wie sie sonst für den Druck der Kontaktpads auf der
Rückseite verwendet wird. Der vereinfachte Ablauf des Solarzellenprozesses ist in Abbildung 4.2
dargestellt. Die von der Industriesolarzelle bekannten Prozessschritte sind dabei blau dargestellt und
in Kapitel 1.4 beschrieben. Neu sind die Bor Diffusion und die zusätzliche Rückseitenpassivierung,
sowie der Austausch von ganzflächigem Druck des Rückkontakts hin zum Fingergrid (gelb). Die neuen
Prozessschritte werden im Folgenden beschrieben. Im nächsten Kapitel werden dann die Solarzellenergebnisse
diskutiert. Hierbei wird im Detail auf die Prozessabfolge und welche Schritte benutzt
wurden eingegangen.
Bor-BSF Diffusion Rückseite
Rückseitenpassivierung
Emitter Diffusion Vorderseite
PECVD SiN x ARC FS
Kantenisolation
SiebdruckFrontseite
Siebdruck Rückseite(Grid)
Kontaktsintern
Abbildung 4.2: Vereinfachte Darstellung der Prozesssequenz für die Bor-BSF Solarzelle.

Bor BSF Solarzellen 51
Die Entwicklung und Optimierung des Bor-BSF Solarzellenkonzepts erfolgte in mehreren Stufen.
Obwohl das Konzept von Anfang an auf dünne Wafer (< 200 μm) ausgelegt war, wurden zunächst
Wafer mit einer durchschnittlichen Dicke von 350 μm prozessiert. Grund hierfür war die hohe Bruchrate
der dünnen Siliziumwafer zu Beginn der Arbeit. Zunächst wurden die Versuche auf NaOH
geätzten, schwach texturierten Siliziumwafern durchgeführt. Dies hat den Vorteil dass sich die
Vorderseite nach der rückseitigen Bor-Diffusion nochmals abätzen lässt. Verschiedene Möglichkeiten
der Rückseitenpassivierung wurden untersucht: a) ohne Rückseitenpassivierung, b) mit SiN x und c)
mit SiO x und SiN x . Die verschiedenen Rückseiten der prozessierten Solarzellen sind noch einmal in
Tabelle 4.1 zusammengefasst.
NaOH geätzt
Saure
isotrope
Textur
Al-BSF
Bor-BSF
Bor-BSF
Bor-BSF
Bor-BSF
Referenz
SiN x
SiO x
SiO x
SiN x
SiN x
Tabelle 4.1: Überblick über die verschiedenen Rückseitenstrukturen der prozessierten Solarzellen.
Während der Optimierung des Solarzellenkonzepts und der Anpassung der Rückseitenpassivierung
konnte Schrittweise der Wirkungsgrad erhöht werden. Ziel war dabei vergleichbare bzw. bessere
Ergebnisse als bei Solarzellen mit einem Al-BSF zu erzielen. Dies wurde für die Solarzellen mit einer
SiO x -Rückseitenpassivierung und einer rückseitigen SiN x -Antireflexionsschicht erreicht. Durch die
Möglichkeit der bifacialen Solarzelle, Licht von beiden Seiten einzusammeln, ist unter realen Bedingungen
eine zusätzliche Leistungssteigerung im Vergleich zu den Solarzellen mit Al-BSF möglich.
16,0
15,6
Waferdicke 300 μm
η [%]
15,2
14,8
14,4
Waferdicke 200-230 μm
nur Bor BSF
NaOH geätzt
BSF+SiO 2
+SiN x
Sauer isotrope Textur
BSF+SiO 2
+SiN x
SoG Material
1 2 3 4 5 6
Bor-BSF Prozess Nummer
Abbildung 4.3: Steigerung des Wirkungsgrads während der Optimierung des Solarzellenprozesses.

52
Der Hauptteil der Arbeit konzentriert sich auf die Prozessierung von multikristallinem Silizium. Des
Weiteren wird ein für monokristalline (Cz Si) Wafer modifizierter Prozess vorgestellt.
Alternativ zur Diffusion aus der Gasphase wurde dasselbe Zellkonzept mit aufgesprühten Dotierstoffen
umgesetzt. Dies hat den Vorteil, dass die Phosphor- und Bordiffusion gleichzeitig durchgeführt werden
können. Allerdings ist bei den so hergestellten Solarzellen die Volumenlebensdauer degradiert.
4.1.1 Bor-Diffusion
Die Bor-Diffusion ist eine Gasphasendiffusion. Die Grundlagen der Diffusion wurden in Kapitel 3.1
erörtert. Als Borquelle wird flüssiges Bortribromid (BBr 3 ), als Trägergas Stickstoff verwendet, zusätzlich
wird Sauerstoff zur Oxidation des BBr 3 zugeführt. Die Diffusion findet in einem offenen Rohrofen statt,
der elektrisch beheizt wird (Abbildung 4.4). Die Wafer werden dazu in Quarzboote geladen.
Abbildung 4.4: Schematische Darstellung Gasphasendiffusion [8].
Ähnlich wie bei der POCl 3 Diffusion befindet sich das flüssige BBr 3 in einem temperaturstabilisierten
Bubblergefäß. Mit dem Stickstoff, der zum Teil auch direkt in das Diffusionsrohr geleitet wird, gelangt
das Bortribromid in das Diffusionsrohr und bildet auf den Wafern ein Borglas B 2 O 3 gemäß der
Reaktion [38]
4BBr 3 + 3O 2 → 2B 2 O 3 + 6Br 2
Aus diesem diffundieren Boratome ins Silizium unter Oxidation des Siliziums in der Reaktion
2B 2 O 3 + 3Si → 4B + 3 SiO 2
Die Diffusionsgleichungen und Mechanismen wurden in Kapitel 3.1 diskutiert. Für verschiedene
Diffusionstemperaturen erhält man unterschiedlich tiefe Dotierprofile mit entsprechenden
Schichtwiderständen (Abbildung 4.5).
Die für den Solarzellenprozess verwendete Diffusion für das Bor-BSF fand bei einer Temperatur von
935°C statt. Das daraus resultierende BSF hat einen Schichtwiderstand von 40 Ω/Sq. Nach Entfernen
der oberflächlichen extrem hoch Bor-dotierten Schicht (BRL englisch: boron rich layer, siehe auch
Kapitel 4.1.2) beträgt der Schichtwiderstand noch 60 Ω/Sq. Stärkere Bor-Diffusionen wurden nicht
verwendet um eine thermische Degradation des Materials zu verhindern und die thermische
Belastung möglichst niedrig zu halten. [40] konnte zeigen, dass multikristallines Silizium bei

Bor BSF Solarzellen 53
Diffusionstemperaturen höher als 950°C degradieren kann. Die Bor Diffusion mit anschließender
Insitu-Oxidation (siehe nächstes Kapitel) wurde deshalb für ein 60 Ω/Sq. BSF optimiert.
Ladungsträgerkonzentration [cm -3 ]
10 20
10 19
120 Ω/sq
30 Ω/sq
90 Ω/sq
70 Ω/sq
40 Ω/sq
10 18
Diffusion Temperatur
1050°C
950°C
935°C
900°C
890°C
865°C
15 Ω/sq
0,0 0,3 0,6 0,9 1,2
Tiefe [µm]
Abbildung 4.5: Dotierprofile der Bor Diffusion bei verschiedenen Diffusionstemperaturen und
konstanter Diffusionszeit aufgenommen mit ECV [39].
Die Schichtwiderstände wurden bei der Bor Diffusion immer auf n-dotierten Wafer gemessen. Hier
bildet die Bor Diffusion einen Emitter und es wird nur der Schichtwiderstand gemessen. Auf p-dotierten
Wafer würde sowohl der Schichtwiderstand im Bor-BSF als auch der Widerstand im ganzen Wafer
gemessen.
Die Diffusionskoeffizienten für verschiedene Materialien in Silizium sind von der Temperatur abhängig.
Die Temperaturabhängigkeit der Diffusionskoeffizienten verschiedener Stoffe in Silizium ist in
Abbildung 4.6 dargestellt. Für das hier vorgestellte Solarzellenkonzept werden zwei Diffusionen
benötigt: die Phosphordiffusion für den Emitter und die Bor Diffusion für das BSF.
Für die Reihenfolge der Diffusionen im Prozess ist der Diffusionskoeffizient der beiden Elemente
ausschlaggebend. Bei den für die Solarzellenherstellung verwendeten Temperaturen zwischen 850°C
und 950°C ist der Diffusionskoeffizient von Bor in Silizium geringer als von Phosphor. Deshalb findet
die Bor Diffusion bei höheren Temperaturen statt als die Phosphor Diffusion. Um ein weiteres
Diffundieren des Phosphoremitters zu verhindern, findet die Bor Diffusion vor der Phosphordiffusion
statt. Ein tiefer, eingetriebener Emitter wäre im Prinzip sogar wünschenswert. Durch die Absenkung
der Oberflächenladungsträgerkonzentration ist es allerdings schwierig, einen solchen Emitter mit
siebgedruckten Kontakten zu kontaktieren.

54
Abbildung 4.6: Temperaturabhängigkeit der Diffusionskoeffizienten in Silizium von verschiedenen
Stoffen [5].
Die spätere Phosphordiffusion findet bei niedrigeren Temperaturen statt, bei welchen der Diffusionskoeffizient
von Bor klein ist, so dass sich das Dotierprofil nur unwesentlich verändert. Abbildung 4.7
zeigt zwei Diffusionsprofile der gleichen Bor Diffusion, einmal vor und einmal nach einem zusätzlichen
Diffusionsschritt von 10 Minuten bei 865°C (entspricht der Emitterdiffusion).
Ladungsträgerkonzentration [cm -3 ]
10 19
10 20 vor Phosphor Diffusion
(85 Ω/sq)
nach Phosphor Diffusion
(80 Ω/sq)
10 18
0,0 0,1 0,2 0,3
Tiefe [µm]
Abbildung 4.7: Weiterdiffusion des Bor-BSF, nachdem die Dotierquelle entfernt (aufgesprühter
Dotierstoff) und der Wafer weitere 10 Minuten auf 865°C erhitzt (Emitterdiffusion auf der Vorderseite
mit aufgesprühtem Dopant) wurde, gemessen mittels ECV.

Bor BSF Solarzellen 55
4.1.2 Entfernung des Borsilizids
Durch die BBr 3 -Diffusion entsteht an der Waferoberfläche eine hochdotierte Bor Silizium Schicht, die
man auch als BRL (englisch: Boron Rich Layer) bezeichnet. Diese muss entfernt werden, da sonst die
Wafer nicht mehr hydrophob werden, was wiederum bei der im Herstellungsprozess folgenden SiN x -
Abscheidung zu Blistering führen kann. Der BRL lässt sich nicht zusammen mit dem Bor Glas in HF
abätzen. Zum Entfernen muss der BRL thermisch aufoxidiert werden. Versuche, den BRL
nasschemisch mit H 2 O 2 zu oxidieren, schlugen fehl. Die Löslichkeit von Bor in Siliziumoxid ist größer
als in Silizium, so dass Bor aus dem Silizium in das Siliziumoxid diffundiert. Dadurch wird die Bor-
Konzentration im Silizium erniedrigt bzw. die Ladungsträgerkonzentration direkt an der Oberfläche
abgesenkt, wie es das rote Profil in Abbildung 4.8 zeigt. Danach lässt sich die oxidierte Schicht mit HF
entfernen. Um einen möglichst einfachen und zeitsparenden Prozess zu ermöglichen, wird die
Oxidation zusammen mit der BBr 3 Diffusion direkt nach dieser - Insitu – durchgeführt (blaues Profil in
Abbildung 4.8).
Ladungsträgerkonzentration [cm -3 ]
10 20 BBr 3
Diffusion
mit BRL 40 Ω/Sq
BBr 3
Diffusion+HF
+ therm. Oxidation+HF 60 Ω/Sq
BBr 3
Diffusion mit Insitu-
Oxidation+HF 60Ω/Sq
10 19
10 18
0,0 0,2 0,4 0,6
Tiefe [µm]
Abbildung 4.8: Dotierprofile der Bor Diffusion (1) mit BRL, (2) bei Entfernung des BRL durch eine
separate Oxidation mit Verarmung und (3) mit anschließender Insitu Oxidation ohne Verarmung der
Ladungsträgerkonzentration, gemessen mit ECV [41].
4.1.3 Oxidation
Zur Passivierung der rückseitigen p + -dotierten Oberfläche wurde bei einem Teil der Solarzellen ein
thermisches Oxid aufgewachsen. Bei der Oxidation wird Silizium verbraucht, d.h. das Siliziumoxid
wächst sowohl auf dem Wafer als auch in den Wafer hinein. Um die thermische Belastung gering zu
halten und Degradation im Volumen zu verhindern, wird nur eine dünne Oxidschicht (~20 nm)
aufgewachsen. Die Oberfläche eines Kristalls stellt immer eine Störung der Kristallstruktur dar. Der
Sauerstoff sättigt offene Bindungen der Gitterstruktur an der Oberfläche des Siliziums ab (englisch:
Dangling Bonds). Zum Schutz dieser Oxidschicht wird im Anschluss (auf die Siliziumdioxidschicht) ein

56
PECVD SiN x :H abgeschieden. Diese dient außerdem als Antireflexschicht für das von der Rückseite
einfallende Licht.
Zunächst muss auf den Wafer das Borglas zusammen mit dem BRL entfernt werden (siehe 4.1.2).
Unmittelbar vor der Oxidation werden die Wafer nochmals in 80°C heißem H 2 O 2 und H 2 SO 4 (1:5) und
anschließendem kurzem HF Dip (siehe Kapitel 1.4.1) gereinigt. Die thermische Oxidation findet im
offenen Rohrofen (separates Rohr) statt, ähnlich der Bor- und Phosphordiffusion. Die Oxidation dauert
40 Minuten und findet bei 865°C statt. Die Schichtdicke des aufgewachsenen Oxids hängt neben der
Oxidationszeit und der Oxidationstemperatur auch von der Ladungsträgerkonzentration an der
Oberfläche – und vom Schichtwiderstand der dotierten Schicht – ab. Auf höher dotierten Oberflächen
wächst die oxidierte Schicht schneller. Die Schichtdicke auf der Bor-dotierten Seite beträgt dabei
~ 20 nm. Die Schichtdicke wird mit einem Ellipsometer auf einem polierten einkristallinen
Referenzwafer bestimmt. Zusätzlich zum Sauerstoff wird Trans-1,2-Dichlorethylen (TLC) dem
Oxidationsrohr zugeführt. In den Reaktionen [42]
Si+C 2 H 2 Cl 2 + 3O 2 → SiO 2 + 2HCl + 2CO 2
C 2 H 2 Cl 2 +2O 2 → 2HCl + 2CO 2
entsteht neben dem gewünschten SiO 2 auch Chlorwasserstoff, der mit metallischen Verunreinigungen
und Alkaliatomen auf dem Wafer oder im Oxidationsrohr reagiert, die dann mit dem Gasfluss entfernt
werden. TLC wird daher auch zur Reinigung des Oxidationsrohrs benutzt.
4.1.4 Einfluss der BBr 3 -Diffusion und Oxidation auf τ Vol
Es bleibt noch die Frage zur klären wie sich die Hochtemperaturschritte (BBr 3 -Diffusion und Oxidation)
auf die Materialqualität des mc Siliziums auswirken. Der Einfluss der Bor-Diffusion auf die
Lebensdauer der Minoritätsladungsträger im Volumen τ Vol hängt entscheidend vom Ausgangsmaterial
und den Diffusionsbedingungen ab. Dementsprechend findet man in der Literatur unterschiedliche,
zum Teil widersprüchliche Aussagen. [43] und [44] berichten von einer Degradation der
Volumenlebensdauer durch die Bor Diffusion. Für Diffusionstemperaturen bis 950°C sieht [40] eine
Verbesserung der Lebensdauer für mc Silizium, für höhere Temperaturen jedoch eine Degradation.
[39] konnte für n-Typ mc Silizium eine Verbesserung von τ Vol feststellen.
Zur Untersuchung wie sich die hier verwendeten Prozesse auf die Lebensdauer der
Minoritätsladungsträger im mc-Si auswirken, wurde diese vor und nach den einzelnen
Prozessschritten gemessen. Die Messungen wurden jeweils auf einem quadratischen Ausschnitt von
40-50 mm Kantenlänge aus der Mitte benachbarter Wafer durchgeführt. Vor der Messung wurden die
Oberfläche der Wafer um ungefähr 20 µm mit einer Mischung aus Flusssäure, Essigsäure und
Salpetersäure abgeätzt und poliert, um den Einfluss der unterschiedlichen Oberflächen zu minimieren.
Eventuell vorhandene SiN x :H Schichten wurden davor komplett mit HF abgeätzt. Zur Passivierung der
polierten und gereinigten Oberfläche wurde diese mit Jod-Ethanol-Lösung benetzt. Zur Bestimmung
der ortsaufgelösten Lebensdauer der Minoritätsladungsträger wird der Zerfall der Leitfähigkeit nach

Bor BSF Solarzellen 57
Anregung durch einen Laserpuls mittels Mikrowellenreflexion gemessen. Diese Messmethode wird im
Englischen als microwave-detected photoconductance decay measurement μ-PCD bezeichnet und ist
ausführlich in [45] beschrieben.
Zur Untersuchung wurde jeweils die ortsaufgelöste Lebensdauer benachbarter Wafer vor und nach
der BBr 3 -Diffusion und Oxidation gemessen. Bei Wafer mit einer schlechteren Ausgangsqualität von
wenigen µs konnte eine minimale Verbesserung festgestellt werden. Bei Wafer mit einer guten
Ausgangsqualität veränderte sich die Lebensdauer nach den Prozessschritten kaum und blieb bei ~
24 µs.
Wie sehr die Lebensdauer auch vom Ausgangsmaterial abhängt, zeigen die folgenden ortsaufgelösten
μ-PCD Messungen in Abbildung 4.9. Links ist die Lebensdauer des Wafer vor den Prozessschritten
abgebildet, rechts nach der BBr 3 -Diffusion und Oxidation. Die guten Bereiche im Wafer (gelb bis rot)
verschlechtern sich durch den Prozess, während sich die schlechten Bereiche verbessern. Im Mittel
blieb die Lebensdauer auf dem gemessenen Ausschnitt gleich.
Abbildung 4.9: Ortsaufgelöste Lebensdauermessung mit μ-PCD bei zwei benachbarten Wafer vor
und nach der BBr 3 -Diffusion (im Mittel 23,8 µs) und Oxidation (im Mittel 23,4 µs).
Erst nach der anschließenden Phosphordiffusion konnten Lebensdauern von über 100 µs gemessen
werden. Dies entspricht den, aus den fertigen Solarzellen bestimmten effektiven Diffusionslängen und
lässt sich durch das Gettern während der Phosphor-Diffusion erklären und ist ein weiterer Grund die
Phosphordiffusion erst nach der Bor-Diffusion durchzuführen. Zusammenfassend lässt sich sagen,
dass die Lebensdauer im Volumen τ Vol durch die Bor Diffusion und die Oxidation bei den hier
verwendeten Prozessparametern nicht negativ beeinflusst wird. Eine Verbesserung konnte allerdings
auch nicht festgestellt werden.
4.1.5 Kontaktsintern und Feuerparameteroptimierung
Beim Kontaktsintern werden die siebgedruckten Metallkontakte mit dem Silizium verschmolzen. Die
Wahl der richtigen Feuerparameter beim Kontaktsintern entscheidet maßgeblich über den
Kontaktwiderstand und damit über den Füllfaktor und den Wirkungsgrad der Solarzelle. Der Prozess
ist im Prinzip der gleiche wie bei einer Industriesolarzelle mit Aluminium-BSF (siehe Kapitel 1.4),

58
allerdings müssen die Temperaturen im Gürtelofen an den Prozess angepasst werden, da auf der
Rückseite eine andere Paste verwendet wird, die diese nur noch zu einem geringen Teil bedeckt und
sich durch das SiO 2 /SiN x -Schichtsystem durchätzen muss.
900
Temperatur [°C]
800
700
600
500
400
300
Aufschmelzen Al
Höhere Peak Temperatur
Eutektische Kristallisation
200
100
Wafer mit Aluminium
Wafer ohne Aluminium
0
0 20 40 60 80 100
Zeit [Sekunden]
Abbildung 4.10: Temperaturprofil beim Kontaktsintern; Untersuchung des Einflusses des
rückseitigen, siebgedruckten Aluminiums auf die Temperatur des Wafer.
Typische Industriesolarzellen besitzen einen ganzflächigen Aluminiumrückkontakt. Beim Erhitzen des
Wafer wird dieses Aluminium bei einer Temperatur von 660°C (Schmelztemperatur des Aluminiums)
geschmolzen. Für dieses Aufschmelzen wird Energie verbraucht. Die bifacialen Solarzellen besitzen
nur lokal auf der Rückseite einen Metallkontakt (Fingergrid). Deshalb wird weniger Energie zum
Aufschmelzen verbraucht, der Wafer erwärmt sich schneller und erreicht bei denselben Einstellungen
am Feuerofen eine höhere Peaktemperatur. In Abbildung 4.10 ist dies deutlich am Temperaturverlauf
auf zwei Siliziumwafer einmal mit und einmal ohne Aluminium zu erkennen. Folglich müssen die
Parameter für das Kontaktsintern für die bifacialen Solarzellen angepasst werden. Die
Temperatureinstellung in der heißesten Zone ist im Vergleich zur Industriesolarzelle reduziert.
Auch die Waferdicke hat entscheidenden Einfluss auf die Temperatur des Wafer, da sich dadurch die
thermische Last verändert. Für die dünneren Solarzellen musste daher erneut eine Anpassung der
Temperatureinstellung vorgenommen werden.
4.2 Solarzellenergebnisse
Die Messung von Solarzellen mit offenem Rückkontakt ist nicht trivial. Ein Grossteil der Solarzellen hat
auf der Rückseite einen ganzflächigen Metallkontakt. Deshalb ist die Auflageplatte (englisch: chuck)
für diese Solarzellen so konstruiert, dass die ganze Rückseite kontaktiert wird. Dieser Chuck ist aus
Messing und wird während der Messung mit Wasser gekühlt, um die Solarzelle bei einer

Bor BSF Solarzellen 59
standardisierten Temperatur (25°C) messen zu können. Langwelliges Licht durchdringt die dünnen
Siliziumwafer und wird an der Messingplatte wieder zurück in den Wafer reflektiert. Dieser Effekt lässt
sich gut in der internen Quantenausbeute sehen (Abbildung 4.11). Für Wellenlängen größer 1000 nm
wäre zu erwarten, dass die Photonen den 200 μm dicken Wafer durchdringen. In diesem
Wellenlängenbereich wird aber eine höhere interne und externe Quantenausbeute gemessen als von
der Simulation erwartet. Diese zusätzlich generierten Elektron-Loch-Paare sind ein Indiz dafür, dass
Licht wieder in den Wafer von der Rückseite eindringt.
EQE, Transmission
1,0
0,8
0,6
0,4
0,2
SR Messung
EQE
PC1D Simulation
EQE
Transmission
0,0
1000 1100 1200
Wellenlänge [nm]
Abbildung 4.11: Spektrale Antwort (EQE) einer bifacialen Solarzelle auf einer reflektierenden
Messingplatte im Vergleich dazu die mit PC1D simulierte Transmission und EQE.
Bei den Messungen der I(V)-Kennlinie erwartet man deshalb, etwas höhere Ströme wegen der Rückreflexion
zu messen. Um dies zu verhindern, wäre ein nicht reflektierender Chuck wünschenswert.
Allerdings muss der Chuck auch elektrisch leitfähig sein, um einen guten Kontakt zu den Busbars zu
bilden. Des Weiteren muss auch thermische Leitfähigkeit gewährleistet sein, da man die Solarzelle bei
stabilisierter Temperatur (25°C) messen möchte. Allerdings ist dieser Fehler gering und lässt sich
leicht abschätzen. Die Fläche unter der Kurve der externen Quantenausbeute entspricht in etwa dem
Strom der Solarzelle. Um den exakten Strom aus der EQE zu bestimmen, muss diese noch mit dem
wellenlängenabhängigen Photonenfluss gefaltet werden. Über die Messung der spektralen
Empfindlichkeit wird auch der Strom von Solarzellen exakt geeicht. Die Platte, auf der die Solarzellen
liegen, besteht sowohl bei der Messung der spektralen Antwort als auch bei der I(V)-Messung aus
Messing. Vergleicht man nun die Flächen unter der externen Quantenausbeute (EQE) von der
simulierten Kurve (graue Fläche in Abbildung 4.12) mit der gemessenen Kurve (Differenz als rote
Fläche dargestellt), so ergibt sich aus der Differenz im langwelligen Bereich eine Abschätzung für den
Fehler in j SC bei der I(V)-Messung. Der Vergleich der mit dem Photonenfluss gefalteten Flächen liefert
einen maximalen Fehler in j SC von 1 %. Zur Abschätzung muss die externe und nicht die interne
Quantenausbeute herangezogen werden, da das Licht an der Rückseite außerhalb der Solarzelle
reflektiert wird und Absorptionsverluste auftreten.

60
1,0
0,8
0,6
EQE, TR
0,4
0,2
EQE Anteil Rückreflexion
EQE erwartet
Transmission
0,0
400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
Wellenlänge [nm]
Abbildung 4.12: Durch Vergleich der Flächen unter der EQE (Differenz im langwelligen Bereich)
lässt sich unter Berücksichtigung des Photonenflusses der Fehler in j SC abschätzen.
Außerdem ist zu beachten, dass die Auflageplatte die komplette Rückseite kontaktiert und damit auch
den Serienwiderstand des Rückkontakts beeinflussen kann. Um diesen Einfluss prinzipiell zu
untersuchen, wurden bei einzelnen Messungen Auflageplatte bis auf die Kontaktflächen zu den
Busbars mit einer Folie abgeklebt. Dabei konnte keine Verschlechterung des Füllfaktors festgestellt
werden. Zur Charakterisierung der Solarzellen war diese Anordnung nicht geeignet, da durch die Folie
der thermische Kontakt der Auflageplatte zur Solarzelle unterbrochen ist. Dadurch wäre die
thermische Leitfähigkeit nicht mehr gewährleistet und es wäre nicht mehr möglich, die Solarzelle bei
einer stabilisierten Temperatur zu messen.
4.2.1 mc-Si Solarzellen mit Bor-BSF ohne Rückseitenpassivierung
Mit dem in Kapitel 4.1 beschriebenen Prozess wurden Solarzellen hergestellt. Zunächst wurde dabei
auf eine Textur und die Passivierung der Rückseite verzichtet (Abbildung 4.13). Nach der Bordiffusion
wurde die Rückseite mit Photolack geschützt und die Vorderseite einseitig abgeätzt, um dort die
bordotierte Schicht zu entfernen. Dieser aufwändige Prozessschritt wird bei späteren Versuchen nicht
mehr gebraucht. Zum Vergleich wurden parallel dazu Solarzellen mit einem Al-BSF hergestellt.
Ag
n+ ARC
p
p+
AgAl
Abbildung 4.13: Schematische Darstellung des Querschnitts durch eine Solarzelle mit Bor-BSF, die
Rückseite ist nicht passiviert.

Bor BSF Solarzellen 61
FF [%] J SC [mA/cm 2 ] V OC [mV] η [%]
Bor-BSF
Beste Zelle
78,7 30,4 601 14,4
Mittel 9 Wafer 75,8 ± 2,5 30,2 ± 0,2 599 ± 1 13,7 ± 0,5
Referenz Al-BSF
Mittel 5 Wafer
77,5 ± 0,8 31,5 ± 0,1 613 ± 0,5 14,9 ± 0,1
Tabelle 4.2: Solarzellenergebnisse auf mc-Si (125x125mm², 350 μm, 0,5-1,5 Ωcm). Die
Solarzellen haben nur ein Bor-BSF (kein SiN x oder SiO x ) auf der Rückseite, im Vergleich zu
Industriesolarzellen mit Al-BSF.
Die Ergebnisse der Solarzellen sind in Tabelle 4.2 zusammengefasst. Die beste Solarzelle mit Bor-
BSF erreicht einen Wirkungsgrad von 14,4 %. Allerdings sind die Ergebnisse der Solarzellen mit Bor-
BSF sehr unterschiedlich, die schlechteste Solarzelle hat nur einen Wirkungsgrad von 13%, im Mittel
erreichen die Solarzellen 13,7%. Der Kurzschlussstrom j SC beträgt 30,2 ± 0,2 mA/cm² und die offene
Klemmspannung 599 ± 1 mV. Diese Werte sind innerhalb der Gruppe homogen. Die unterschiedlichen
Wirkungsgrade rühren von den sehr unterschiedlichen Füllfaktoren her: Die beste Zelle hatte einen
Füllfaktor von 78,7 %, die schlechteste nur 72,4 %. Bei der Auswertung der I(V)-Kurven mit dem
Zweidiodenmodell unterscheiden sich die Solarzellen vor allem im Serienwiderstand R S , die beste
Zelle hatte einen Serienwiderstand von 0,3 Ωcm², die schlechteste aber 1,2 Ωcm². Die große Streuung
lässt sich also durch eine schlechte Kontaktierung auf der Rückseite erklären. Da die Kontakte aller
Zellen bei denselben Temperaturen gesintert und zum Teil sehr gute Füllfaktoren erreicht wurden,
könnten Inhomogenitäten im Bor-BSF die schlechten Füllfaktoren erklären. Zellen ohne Diffusion auf
der Rückseite hatten in der Regel einen sehr viel schlechteren Füllfaktor.
Die offene Klemmspannung der Solarzellen ist im Vergleich zu den Referenzzellen mit Al-BSF um
14 mV reduziert. Die Solarzellen mit Bor-BSF verfügen allerdings nicht über einen ganzflächigen
Rückkontakt. Um die geringe offene Klemmspannung V OC der Solarzellen mit Bor-BSF genauer zu
untersuchen, wurde die interne Quantenausbeute in Abhängigkeit der Wellenlänge λ des einfallenden
Lichts gemessen. Betrachtet man nur den Wellenlängenbereich zwischen 800 nm und 1000 nm, in
dem die Elektron-Loch-Paare nahe der Rückseite vom Emitter entfernt erzeugt werden, lässt sich
nach [19] aus der inversen IQE die effektive Diffusionslänge L eff bestimmen:
1 1
= 1+
IQE αλ ( ) ⋅ Leff
. (4.1)
Dabei ist α(λ) der wellenlängenabhängige Absorptionskoeffizient von Licht in Silizium. Die effektive
Diffusionslänge ist abhängig von der Diffusionslänge im Volumen L Bulk , der
Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit SRV und der Waferdicke d und es gilt:

62
L
eff
SRV ⋅ LBulk
d
1+ ⋅tanh( )
DN
LBulk
= LBulk
⋅
, (4.2)
SRV ⋅ LBulk
d
+ tanh( )
D
L
N
Bulk
wobei D N die Diffusionskonstante der Minoritäten in Silizium ist. Über die Diffusionskonstante D P lässt
sich Diffusionslänge im Volumen L Bulk auch als Volumenlebensdauer τ N ausdrücken:
LBulk = DN ⋅ τ
N
. (4.3)
Aus der IQE Messung (Abbildung 4.14) der Bor-BSF Solarzelle ergibt sich mit dem Basore-Fit
L eff = 170 μm. Zur Bestimmung von L Bulk wurde von einer fertig prozessierten Zelle die Lebensdauer
mit µ-PCD gemessen. Dazu wurden die Kontakte, die Frontseitenpassivierung sowie der Emitter und
das BSF abgeätzt und die Oberflächen mit Jod-Ethanol Lösung passiviert. Die so gemessene
Lebensdauer betrug 32 µs. Auf einem benachbarten Wafer wurde vor dem Prozess eine Lebensdauer
von 13,6 μs gemessen. Die gemessene Lebensdauer von 32 μs entspricht einer Diffusionslänge im
Volumen von ~ 310 μm. Die Volumenlebensdauer konnte während des Prozess durch Passivierung
und Gettern im Silizium verbessert werden. Die effektive Diffusionslänge der fertigen Solarzelle ist
durch die Oberflächenrekombinationgeschwindigkeit SRV auf der Rückseite beschränkt.
1,0
0,8
IQE
0,6
0,4
Bor-BSF Solarzelle
Referenz
0,2
0,0
400 600 800 1000 1200
Wellenlänge [nm])
Abbildung 4.14: Interne Quantenausbeute einer Bor-BSF Solarzelle ohne Rückseitenpassivierung.
Es bleibt anzumerken, dass für diese Ergebnisse der Solarzellenprozess noch nicht optimiert und zum
ersten Mal auf mc-Si Wafern durchgeführt wurde. Zur weiteren Optimierung erhält die Rückseite eine
zusätzliche Passivierung.

Bor BSF Solarzellen 63
4.2.2 mc-Si Solarzellen mit Bor-BSF und Rückseitenpassivierung
Im letzten Kapitel zeigte sich, dass die Leistung der Solarzellen hauptsächlich durch die Verluste
auf der Rückseite beschränkt ist. Zur Verbesserung der Rückseitenrekombination wurde im Folgenden
zusätzlich die Rückseite mit einem thermischen Oxid passiviert. Der Querschnitt der Solarzelle ist
schematisch in Abbildung 4.15 gezeigt. Das Siliziumnitrid dient zum Schutz des thermischen Oxids bei
späteren Prozessschritten (NaOH und HF) und als Antireflexschicht bei rückseitiger (bifacial)
Beleuchtung. Die Passivierung findet direkt nach der Bordiffusion und noch vor der Emitterdiffusion
statt. Zusätzlich wurden die Kontakte der besten Solarzelle nach dem Prozess noch mit Silber platiert
(Siehe Kapitel 2.3.3). Die Prozessabfolge ist in Abbildung 4.16 zusammengefasst.
SiO + SiN
2 x
Ag
AgAl
n+ ARC
Abbildung 4.15: Schematische Darstellung des Querschnitts durch eine Solarzelle mit Bor-BSF und
SiO 2 /SiN x Stack Antireflexschicht auf der Rückseite.
Sägeschaden ätzen
BBr 3
Diffusion (BSF)
in-situ Oxidation und BRL ätzen
SiO 2
/SiN x
Rückseitenpassivierung
Rückätzen Vorderseite
(NaOH)
POCl 3
Emitter Diffusion
PECVD SiN x
ARC
Kantenisolation
Siebdruck Frontseite
Siebdruck Rückseite (Grid)
Kontaktsintern
Ag Platierung (Optional)
p
p+
Abbildung 4.16: Prozesssequenz der Bor-BSF-Solarzellen ohne Textur mit SiO x + SiN x
Rückseitenpassivierung, die einzelnen Prozessschritte sind in Kapitel 1.4 und 4.1 beschrieben.
Das Ergebnis der besten Solarzelle ist in Tabelle 4.3 dargestellt. In der ersten Zeile sind IV-Daten bei
Beleuchtung der Solarzelle von der Vorderseite, in der zweiten Zeile die I(V)-Daten bei rückseitiger
Beleuchtung gezeigt. Die Bor-BSF-Solarzellen haben auf der Rückseite einen offenen Rückkontakt,
ähnlich dem Fingergrid auf der Vorderseite. Die Solarzellen können also auch auf der Rückseite Licht
bzw. Photonen einsammeln.

64
Beste Zelle FF [%] J SC [mA/cm 2 ] V OC [mV] η [%] η rück /η front
FS 76,8 32,9 616 15,6
RS 76,2 27,9 611 13,0
0,83
Tabelle 4.3: Solarzellenergebnisse der besten Solarzelle (mc-Si 100x100mm², 200 μm Wafer, 0,5-
1,5 Ωcm) mit Bor-BSF und SiO x /SiN x -Passivierung auf der Rückseite und Ag-Platierung, bei vorder-
(FS) und rückseitiger (RS) Beleuchtung.
Die Leistung der Solarzelle von der Vorderseite entspricht der einer Industriesolarzelle mit Al-BSF. Die
aus der IQE (siehe Abbildung 4.17) bestimmte effektive Diffusionslänge beträgt L eff = 550 μm. Die
Zelle wurde zusätzlich noch mit Silber platiert, was zu einem geringen Serienwiderstand und hohen
Füllfaktoren führt.
Das Verhältnis η rück /η front zwischen dem Wirkungsgrad bei Beleuchtung von vorne und bei Beleuchtung
von hinten wird „back to front efficiency ratio“ (englisch) genannt. Dieser Faktor gibt an, wie gut die
Solarzelle Licht auf der Rückseite einsammeln kann. Dabei ist mit der Vorderseite immer die
Emitterseite gemeint. Im Idealfall müsste η rück /η front gleich eins sein. Für einseitige Solarzellen ist er
ungefähr null.
Das Verhältnis zwischen den Wirkungsgraden bei vorder- und rückseitiger Beleuchtung beträgt
ungefähr 0,8. Für den schlechteren Wirkungsgrad bei rückseitiger Beleuchtung gibt es mehrere
Gründe.
1,0
0,8
0,6
IQE
0,4
0,2
Beleuchtung
Frontseite
Rückseite
0,0
400 600 800 1000 1200
Wellenlänge [nm]
Abbildung 4.17: Vergleich der Internen Quantenausbeute bei Beleuchtung von der Vorderseite und
von der Rückseite der Solarzelle mit Bor-BSF und SiO x + SiN x Rückseitenpassivierung.
Der Absorptionskoeffizient von Licht in Silizium ist von der Wellenlänge abhängig. Dieser ist in
Abbildung 4.18 dargestellt und nimmt im Bereich von 400 nm bis 1200 nm mit zunehmender
Wellenlänge ab. Damit ist auch die Eindringtiefe von Licht von der Wellenlänge abhängig und ist

Bor BSF Solarzellen 65
entsprechend kleiner für kleinere Wellenlängen. Mehr als 80% der Elektron-Loch-Paare werden in den
ersten 30 µm, also nahe der Oberfläche erzeugt.
Abbildung 4.18: Absorptionskoeffizient α(λ) und Absorptionslänge X L (λ) in Silizium als Funktion der
Wellenlänge [5].
Bei Beleuchtung von der Vorderseite ist dies nahe dem Emitter. Die Minoritätsladungsträger müssen
nur einen kurzen Weg bis zum Emitter zurücklegen, wo sie getrennt werden. Die Wahrscheinlichkeit,
dass sie auf diesem Weg rekombinieren ist klein. Bei Beleuchtung von der Rückseite wird der
Grossteil der Elektron-Loch-Paare nahe der Rückseite erzeugt, wodurch der Weg zum Emitter länger
ist und die Rekombinationsverluste entsprechend größer. Je kleiner die effektive Diffusionslänge der
Minoritäten ist, desto geringer fällt der rückseitige Wirkungsgrad aus.
Damit lässt sich der schlechtere Wirkungsgrad auf der Rückseite erklären. Dies wird auch deutlich in
der spektralen Empfindlichkeit (Spectral Response). Diese ist in Abbildung 4.17 gezeigt. Bei
rückseitiger Beleuchtung ist die IQE im kurzwelligen Bereich schlechter und steigt dann langsam an.
Im Wellenlängenbereich größer 1000 nm ist sie größer als die IQE bei Beleuchtung von der
Vorderseite. Die Elektron Loch Paare der langwelligen Photonen werden jetzt näher am Emitter
erzeugt. Die Spektrale Antwort entspricht der einer Rückkontaktsolarzelle.
Der rückseitige Wirkungsgrad ist also vor allem von der Materialqualität, d.h. von der Diffusionslänge
der Minoritäten, sowie von der Waferdicke abhängig. Dies wird in der Simulation in Abbildung 4.19
deutlich. Dargestellt ist das Verhältnis zwischen rückseitigem und vorderseitigem Wirkungsgrad (back
to front efficiency ratio) als Funktion von Waferdicke und Diffusionslänge. Für dünnere Wafer ist der
Einfluss der Materialqualität geringer als für dicke Wafer. Für bifaciale Zellkonzepte sind also dünne
Wafer wünschenswert.

66
500
Verhältnis Rückseiten-/Frontseitenwirkungsgrad
400
0,90
L D
[μm]
300
200
0,79
0,68
0,56
0,45
0,34
0,23
0,11
0
100
100 150 200 250 300
Waferdicke [μm]
Abbildung 4.19: PC1D-Simulation der Ausgangsleistung bei rückseitiger Beleuchtung in
Abhängigkeit von der Waferdicke und der Diffusionslänge.
4.2.3 mc-Si Solarzellen mit sauer isotroper Textur
Bei texturierten Wafern ist es nicht mehr möglich, die Vorderseite abzuätzen, ohne dass die Textur
vernichtet wird. Der Ätzprozess bei der Textur beginnt bevorzugt an den Störstellen und Versetzungen
auf der Oberfläche, die durch das Sägen der Wafer entstanden sind. Da die Ätzlösung die gestörte
Oberflächenschicht isotrop abätzt, wird deren raue Struktur in den Wafer eingeprägt. Auf glatt geätzten
Siliziumwafern funktioniert deshalb eine sauer isotrope Texturierung nicht mehr. Deshalb muss schon
bei der Bor-Diffusion sichergestellt werden, dass diese nur auf der Rückseite stattfindet. Die Bor-
Diffusion darf nur auf der Rückseite des Wafers stattfinden, da nur dort das BSF erwünscht ist.
Deshalb werden je zwei Wafer zusammen in einen Schlitz des Quarzboots gesteckt, so dass die
Vorderseite jeweils verdeckt ist und nur einseitige Diffusion stattfindet. Dies wird auch als „back to
back“ (B2B englisch) oder „face to face“ (F2F englisch) Diffusion bezeichnet. In der Praxis findet man
auch an den Rändern auf der abgedeckten Seite mit Bor dotierte Bereiche, da die Wafer nicht ganz
dicht abschließen. In der fertigen Solarzelle macht sich dies durch Kurzschlüsse im pn-Übergang und
eine dadurch schlechtere Leistung bemerkbar. Deutlich sind die Kurzschlüsse an den Rändern (rote
Bereiche) in der Thermografieaufnahme zu sehen (Abbildung 4.20). Im Prinzip ist der Prozess mit B2B
und F2F Diffusion einfacher, da das Abätzen der Vorderseite entfällt. Auch lassen sich die doppelte
Anzahl an Wafern pro Diffusionsschritt prozessieren, da jeder Schlitz nun doppelt belegt ist.

Bor BSF Solarzellen 67
Abbildung 4.20: Thermografieaufnahme einer fertig prozessierten Bor-BSF-Solarzelle. Die
Erwärmung (rote bereiche) an den Rändern rührt von Kurzschlüssen im pn-Übergang durch die
unerwünschte Bor-Dotierung auf der Vorderseite her.
Um die Kurzschlüsse an den Randbereichen zu verhindern, gibt es mehrere Möglichkeiten.
Wünschenswert wäre ein Quarzboot für die Diffusion mit engeren Schlitzen und Klammern, die die
Wafer zusammenhalten, so dass diese besser abschließen. Das für die Bor-Diffusionen verwendete
Boot hatte für die einseitige B2B Diffusion nicht die optimale Geometrie. Die Randbereiche lassen sich
dann mit der Säge oder dem Laser bei der sowieso nötigen Kantenisolation abtrennen.
Bei den folgenden Solarzellen wurde der Rand großzügig abgesägt. Um den Einfluss des schädlichen
Randbereichs komplett auszuschließen und um schon vorhandene Siebe benutzen zu können, wurde
die Zellfläche auf 100 x 100 mm² verkleinert. Bei engeren Schlitzen sollte ein Abtrennen des Randes
von ein bis zwei Millimetern ausreichen.
Weitere Alternativen, das Absägen des Randes zu umgehen, wären:
a) Eine Schutzschicht, z.B. Siliziumnitrid auf der Vorderseite abscheiden, um die Diffusion völlig
zu verhindern. Diese muss aber wieder abgeätzt werden, bevor der Wafer weiterprozessiert
wird.
b) Alternative einseitige Diffusionsprozesse oder Co-Diffusion, wie z.B. aufgesprühte Dotierstoffe.
Erste Ergebnisse dazu finden sich in Kapitel 4.6.2.
Bei den Solarzellen ohne sauer isotroper Textur war dies kein Problem, da die Vorderseite mit NaOH
zurückgeätzt werden konnte. Dies findet nach der Rückseitenpassivierung statt. Dann ist die
Rückseite durch das SiN x geschützt ist, so dass nur die Vorderseite einseitig abgeätzt wird.

68
Saure isotrope Textur (beidseitig)
BBr 3 Diffusion (BSF) F2F
in-situ Oxidation und BRL ätzen
SiO 2 /SiN x :H
Rückseitenpassivierung
POCl 3 Emitter Diffusion B2B
PECVD SiN x ARC
Kantenisolation
Siebdruck Frontseite
Siebdruck Rückseite (Grid)
Kontaktsintern
Abbildung 4.21: Prozesssequenz der Bor-BSF Solarzellen mit sauer isotroper Textur.
Der modifizierte Prozess ist in Abbildung 4.21 zusammengefasst. Auf texturierten Wafern wurde ein
durchschnittlicher Wirkungsgrad von 15,1 % für eine Gruppe von acht Solarzellen erzielt. Die
Solarzellenergebnisse sind in Tabelle 4.4 zusammengefasst.
FF [%] J SC [mA/cm 2 ] V OC [mV] η [%] η rück/ η front
FS 75,7 33,9 614 15,7
RS 76,9 22,2 602 10,3
0,66
Tabelle 4.4: Solarzellenergebnisse der besten Solarzelle auf Wafern aus mc-Silizium mit sauer
isotroper Textur (100x100mm², 200 μm dick) bei frontseitiger- und rückseitiger Beleuchtung.
Gegenüber den NaOH geätzten, schwach texturierten Solarzellen zeichnen sich die Solarzellen mit
der saueren isotropen Textur vor allem durch eine höhere Kurzschlussstromdichte aus. Durch die
Textur wird mehr Licht in die Zelle eingekoppelt und mehr Photonen tragen zum Strom bei. Trotz der
höheren Kurzschlussstromdichte ist die Leerlaufspannung im Vergleich reduziert. Die interne
Quantenausbeute für Beleuchtung von der Vorder- und Rückseite ist in Abbildung 4.22 gezeigt. Das
schlechtere V OC zeigt sich auch in der reduzierten effektiven Diffusionslänge von 355 µm, die mit dem
Fit nach Basore aus der IQE berechnet wurde (im Vergleich zu 551 µm bei nicht texturierten Wafer).
Durch die Textur hat die Solarzelle eine größere Oberfläche. Dies erhöht die Anforderung an die
Oberflächenpassivierung. Sowohl die IQE bei Beleuchtung von der Vorderseite wie auch von der
Rückseite ist im kurzwelligen Bereich reduziert. Auch das Verhältnis zwischen rückseitiger und
vorderseitiger Beleuchtung ist bei den texturierten Solarzellen schlechter. Versuche mit Wafern, auf
denen die Rückseite nach der Textur einseitig poliert war, schlugen fehl. Das rückseitige Ätzen greift
die Waferkanten stärker an, so dass die Wafer zum Rand hin abgeflacht sind und auch die Vorderseite

Bor BSF Solarzellen 69
an den Kanten angegriffen wird. Eine Diffusion auf nur einer Seite ist im offenen Rohrofen, wo immer
zwei Wafer aneinander gestellt werden, um jeweils eine Seite abzudecken, nicht mehr möglich.
1,0
0,8
0,6
IQE
0,4
0,2
IQE
Vorderseite Textur
Rückseite Textur
Vgl. RS NaOH geätzt
0,0
400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
Wellenlänge [nm]
Abbildung 4.22: Vergleich der internen Quantenausbeute bei Beleuchtung von der Vorderseite und
von der Rückseite der Solarzelle mit saurer isotroper Textur. Im Vergleich dazu die rückseitige IQE der
mit NaOH geätzten Solarzelle.
4.2.4 Solarzellen auf Cz-Si
In einem weiteren Versuch wurde das bifaciale Konzept auf monokristallines Cz-Si Material übertragen
und der Prozess entsprechend angepasst. Ziel war es außerdem, mehrere Solarzellen für ein Modul
herzustellen. Zur Texturierung auf monokristallinem Cz-Si Material kann man eine alkalische,
anisotrope Textur (IPA) verwenden. Diese besteht aus einer Mischung von Isopropanol und NaOH in
wässriger Lösung. Durch die unterschiedlichen Ätzgeschwindigkeiten in - und -Richtung
der Kristallorientierung entstehen bei Prozesstemperaturen um 80°C zufällig verteilte Pyramiden. Die
IPA-Textur lässt sich auch auf glatt geätzten Waferoberflächen anwenden, also auch nachdem die
Bor-Diffusion einseitig auf der Vorderseite entfernt wurde. Der modifizierte Prozess für die Cz Wafer ist
in Abbildung 4.23 dargestellt. Nach der Bor-Diffusion und dem Abscheiden der SiN x -Antireflexschicht
wird die Vorderseite in NaOH abgeätzt. Für kleine Ätzzeiten bleibt die Reflexionseigenschaft der
Textur bedingt erhalten. Allerdings hat sich die gemittelte Reflexion schon nach zwei Minuten in 80°C
heißer NaOH verdoppelt, das entspricht einem Abtrag von 2,2 µm pro Seite. Nach ungefähr acht
Minuten (~8,5 µm pro Seite) ist von der Textur nicht mehr viel zu erkennen. Mit der IPA Textur lässt
sich die Vorderseite nach dem Abätzen wieder neu texturieren. Dies hat einen nicht unerheblichen
Vorteil; ein Kantentrennen ist bei weiterer Optimierung nicht mehr erforderlich, was den Prozessablauf
wieder vereinfacht. Auf multikristallinem Silizium lässt sich wegen der unterschiedlichen
Kristallorientierung der einzelnen Körner leider keine ganzflächige Textur mit IPA realisieren.

70
IPA textur (beidseitig)
BBr 3 Diffusion (BSF) F2F
in-situ Oxidation und BRL ätzen
SiO 2 /SiN x
Rückseitenpassivierung
Rückätzen Vorderseite
(NaOH + IPA textur)
POCl 3 Emitter Diffusion B2B
PECVD SiN x ARC
Siebdruck Frontseite
Siebdruck Rückseite (Grid)
Kontaktsintern
Abbildung 4.23: Solarzellenprozess für monokristalline Wafer.
Die Solarzellenergebnisse sind in Tabelle 4.5 zusammengefasst.
FF [%] J SC [mA/cm 2 ] V OC [mV] η [%]
Cz FS
Mittel (13)
Cz FS
beste Zelle
Cz RS
beste Zelle
73,8 ± 0,8 34,3 ± 0,3 600 ± 4 15,2 ± 0,2
74,6 34,7 605 15,6
75 21,2 592 9,4
Tabelle 4.5: Solarzellenergebnisse auf 148 cm² semisquadratischen Cz-Wafern, 300 μm, 0,5-1,7 Ωcm.
Der erhöhte Kurzschlussstrom lässt sich durch die besseren Reflexionseigenschaften der IPA Textur
erklären, dessen Reflexion niedriger ist als die der sauren isotropen Textur. Abbildung 4.24 zeigt den
Verlauf der Volumenlebensdauer vor und nach den verschiedenen Hochtemperaturschritten während
des Solarzellenprozess für Cz-Si Wafer. Die Lebensdauern wurde nach den jeweiligen
Prozessschritten mit µ-PCD gemessen. Die Oberflächen der Wafer wurden abgeätzt und mit Jod-
Ethanol-Lösung passiviert, um nur den Einfluss auf die Volumenlebensdauer zu messen. Durch das
Gettern während der Bor-Diffusion verbessert sich die Lebensdauer (von 19,9 µs auf 36,5 µs). Durch
die Phosphordiffusion steigt die Volumenlebensdauer auf 48,5 µs an.

Bor BSF Solarzellen 71
50
p-Typ Cz Wafer
Lebensdauer [μs]
40
30
20
10
0
as cut nach BBr 3
nach SiO x
nach POCl 3
Abbildung 4.24: Lebensdauermonitoring des Solarzellenprozess auf p-Typ Cz Wafer.
Die offene Klemmspannung ist sehr niedrig im Vergleich zu den multikristallinen Wafern. Dies kann
auch daran liegen, dass die Temperaturrampen bei der Diffusion nicht an die Cz Wafer angepasst
sind. Die effektive Diffusionslänge aus der IQE-Kurve mittels Fit nach Basore gerechnet beträgt nur
L eff = 250 µm. Dies erklärt auch den schwachen, rückseitigen Wirkungsgrad. Bei rückseitiger
Beleuchtung erreicht die Solarzelle noch ~ 60% Ihrer Leistung von der Vorderseite (η rück /η front ).
Die Zellen besitzen im Vergleich zu den multikristallinen Zellen eine niedrige offene Klemmspannung.
Analysiert man die IV-Kennlinien mit dem Zwei-Diodenmodell [5] so stellt sich heraus, dass bei den
Solarzellen der Strom der zweiten Diode J 02 , der aus der Rekombination in der Raumladungszone
entsteht, erhöht ist. Ab einem J 02 > 5·10 -8 A/cm² wird V OC signifikant reduziert [46]. Die prozessierten
Bor-BSF Solarzellen haben eine deutlich erhöhte Stromdichte J 02 im Bereich zwischen 2-3·10 -7 A/cm².
Erklären lässt sich dies durch eine erhöhte Dichte von Rekombinationszentren in der Raumladungszone.
Diese entstehen durch Rückstände beim Rückätzen der Bor-Diffusion auf der
Vorderseite. Die Füllfaktoren lassen sich durch eine Optimierung der Feuerparameter weiter
verbessern, werden aber auch durch das erhöhte J 02 beeinflusst. In der Thermografieaufnahme sind
Kurzschlüsse am Rand der Solarzelle zu erkennen (Abbildung 4.25).

72
Abbildung 4.25: Thermografie Aufnahme einer pseudoquadratischen Cz-Zelle mit Bor-BSF.
Deutlich sind die Kurzschlüsse (Shunts) im Randbereich zu erkennen.
Am Rand werden die Wafer meistens nicht so gut geätzt, da die engen Schlitze im Carrier den
Austausch der Säure nur unzureichend zulassen. In modernen Carriern bzw. in einer industriellen
Inlineprozessierung wird dies vermieden. Durch Kantenisolation mit einer Säge lassen sich diese
störenden Randbereiche abtrennen. Der Füllfaktor verbessert sich und der Wirkungsgrad steigt.
Allerdings verkleinert sich dadurch die Fläche der Solarzelle und somit sinkt die Ausgangsleistung im
fertigen Modul.
Kantenisolation Fläche [mm²] J 02 [A/cm²] FF [%] η [%]
Keine 148 2,1 *10 -7 72,8 15,2
~ 1 mm 144 1,9 *10 -7 74,7 15,4
~ 2 mm 138 1,6 *10 -7 76,1 15,6
Tabelle 4.6: Einfluss der Kurzschlüsse am Rand der Solarzelle auf den Füllfaktor und den
Wirkungsgrad.
Insgesamt wurden 13 Solarzellen hergestellt, ein Randtrennen fand aber nur bei einzelnen Zellen
statt, da die restlichen Zellen zu einem Modul verschaltet wurden. Parallel dazu wurden Solarzellen für
eine innovative Modulverschaltung ohne Busbar hergestellt. Diese Zellen konnten aber erst nach der
Verschaltung im Modul gemessen werden. Die aus den hier vorgestellten Cz-Si Solarzellen
hergestellten Module werden in Kapitel 4.5 beschrieben.

Bor BSF Solarzellen 73
4.3 PC1D Simulationen zur bifacialer Beleuchtung
Bis jetzt wurde die Leistung der Solarzellen nur getrennt bei front- und rückseitiger Beleuchtung unter
Standardbedingungen diskutiert. Da es kein normiertes Messverfahren für bifaciale Solarzellen gibt,
wird die Leistung bei beidseitiger Beleuchtung zunächst mit einer Simulation abgeschätzt.
Experimente im fertigen Modul bestätigen diese Simulationen. Zur Simulation wurde das
Computerprogramm PC1D [18] benutzt, welches sich als Standard zur Simulation von Solarzellen
etabliert hat. Das Programm löst die gekoppelten Gleichungen für den Transport von Elektronen und
Löcher in Halbleitern für den eindimensionalen Fall.
Aus den Messdaten der Solarzellen bei Beleuchtung von der Vorder- und Rückseite wurde mit PC1D
ein Modell der Solarzelle im Computer erstellt. Damit soll zunächst die Leistung der Solarzelle bei
beidseitiger Beleuchtung abgeschätzt werden. In der Realität muss man allerdings davon ausgehen,
dass nicht auf beiden Seiten der Solarzelle die gleiche Intensität ankommt. Auf der Rückseite kommt,
je nach Aufstellung, in der Regel das von der Umgebung reflektierte Streulicht, auch Albedo genannt,
an.
Die Solarzellen wurden im Sonnensimulator gemessen. Das Spektrum im Sonnensimulator ist dem
Standardspektrum für die terrestrische Photovoltaik AM 1.5 angenähert. Diese wurde auch für die
Simulationen benutzt. Abhängig von der Aufstellung der Solarzellen wird sich auf der Rückseite nicht
nur die Intensität sondern auch das Spektrum des einfallenden Lichts ändern. In den Simulationen
wird dies vernachlässigt und nur die Änderung der Intensität betrachtet. Je nach Aufstellung und
Anwendung könnte die Antireflexschicht den lokalen Bedingungen angepasst werden. Dies wird hier
vernachlässigt.
RS Beleuchtung [% einer Sonne]
100
80
60
40
20
Ausgangspunkt
der Simulation
Leistung
[Watt]
100 cm 2
solar cell
2,6
2,3
2,0
1,6
1,3
1,0
0,7
0,3
0
0
0 20 40 60 80 100
FS Beleuchtung [% einer Sonne]
Ausgangspunkt
der Simulation
Abbildung 4.26: PC1D Simulation der Ausgangsleistung einer 10x10 cm² Solarzellen in
Abhängigkeit der Einstrahlung auf der Vorder- und Rückseite.
Mit diesem Modell wir nun die Ausgangsleistung der Zelle für verschiedene Einstrahlungsintensitäten
auf der Vorder- und Rückseite simuliert. Als Ausgangspunkte der Simulation dienten die Messungen

74
der Vorder- und Rückseite bei Beleuchtung mit je 1.5 AM. Die Ergebnisse sind in dem Konturplot in
Abbildung 4.26 dargestellt. Die Einstrahlungsintensität ist als prozentualer Anteil von einer Sonne
(1 kW/m²) aufgetragen. Die Streifen gleicher Ausgangsleistung verlaufen nicht symmetrisch. Dies
muss auch so sein, da der Wirkungsgrad auf der Rückseite im Durchschnitt nur etwa zwei Drittel des
Wirkungsgrads auf der Vorderseite erreicht, wie schon im vorherigen Kapitel diskutiert. Das legt nahe
die Solarzellen so zu installieren, dass eine möglichst hohe Einstrahlung von der Vorderseite
gewährleistet wird.
Eine wichtige Voraussetzung für die gute Qualität von Rückkontaktsolarzellen ist ein hohes Verhältnis
zwischen der Diffusionslänge L D und der Waferdicke d. Der Einfluss dieser beiden Größen auf den
rückseitigen Wirkungsgrad wurde schon in Abbildung 4.19 gezeigt. Als Faustregel gilt, dass das
Verhältnis L D /d für gute Rückkontaktsolarzellen größer 2,5 sein sollte. In Kapitel 4.2.2 wurde an Hand
der IQE (Abbildung 4.22) gezeigt, dass sich die bifaciale Bor-BSF Solarzelleh unter rückseitiger
Beleuchtung wie eine Rückkontaktsolarzelle verhält. In einer weiteren Simulation wird der
Wirkungsgrad auf der Rückseite in Abhängigkeit von der Waferdicke untersucht. Das Ergebnis ist
graphisch in Abbildung 4.27 dargestellt. Die Simulation der Solarzellenergebnisse aus Kapitel 4.2.3
ergab eine effektive Diffusionslänge von L D = 298 μm. Für Waferdicken kleiner 120 μm wird L D /d
größer als 2,5. Für eine Waferdicke von 40 μm erreicht der Wirkungsgrad ein Maximum. Allerdings ist
es fraglich, ob sich so dünne Wafer aus multikristallinem Material herstellen und prozessieren lassen.
Die dünnsten Wafer, die im Rahmen dieser Dissertation prozessiert wurden, hatten eine
durchschnittliche Dicke von 150 μm (Herstellerangabe). Die Zellen erreichten im Schnitt ein Verhältnis
zwischen vorder- und rückseitigem Wirkungsgrad von zwei Drittel.
14
10
13
ETA
L D
/d
8
ETA Rückseite [%]
12
11
10
Startpunkt der
Simulation
6
4
L D
/d
9
2
8
0
0 50 100 150 200 250 300
Waferdicke [μm]
Abbildung 4.27: Abhängigkeit des Wirkungsgrades und L d /d bei rückseitiger Beleuchtung von der
Waferdicke.
Mit diesem Modell wurden dann verschiedene Beleuchtungsintensitäten auf der Rückseite simuliert,
bei immer gleicher Beleuchtung von der Vorderseite (1 kW/m², AM 1.5). Zusätzlich wurde die Dicke
der Wafer variiert. Die Simulation (siehe Abbildung 4.28) zeigt, dass die Leistungssteigerung größer
ist, je dünner (bis ~ 50 µm) die verwendeten Wafer sind.

Bor BSF Solarzellen 75
300
Ausgangsleistung [Watt] einer 100 cm 2 Solarzelle
Wafer Dicke [μm]
250
200
150
100
50
Startpunkt
der Simulation
1,6
1,7
1,8
1,9
2,0
2,1
2,2
2,0
1,8
1,6
1,4
0 10 20 30 40 50
Beleuchtung Rückseite [%]
(bei einer Sonne auf der Vorderseite)
Abbildung 4.28: Simulation der Ausgangsleistung bei gleichzeitiger Beleuchtung von beiden Seiten.
Die vorderseitige Beleuchtung ist konstant 1 kW/m², AM 1.5, während rückseitige Beleuchtung und
Zelldicke variieren.
4.4 Messungen an Modulen unter realen Bedingungen
Die Simulationen zeigen, dass sich eine Steigerung der Ausgangsleistung im späteren Modul erwarten
lässt, wenn man bifaciale Solarzellen verwendet. Wie viel Licht nun wirklich auf der Rückseite der
Solarzelle ankommt, hängt natürlich stark von der Installation der Module und ihrer Umgebung ab. In
einem einfachen experimentellen Aufbau soll geklärt werden, ob die bifacialen Solarzellen den Gewinn
bringen den die Simulationen versprechen. Für ein bifaciales Modul müssen sowohl Vorder- als auch
Rückseite des Moduls transparent sein. Dies lässt sich mit einem Glas-Glas Modul oder einem Glas
Modul mit einer transparenten Rückseitenfolie realisieren. Um Tests im Freien unter realen
Bedingungen durchzuführen, wurde ein kleines Modul, bestehend aus einer sauer isotrop texturierten,
multikristallinen Solarzelle (100x100 mm²), angefertigt (Kapitel 4.2.3). Das Modul wurde zunächst mit
einer 100x100 mm² großen Maske im I(V)-Simulator gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4.7
zusammengefasst.
FF [%] J SC [mA/cm 2 ] V OC [mV] η [%] Verhältnis
FS 72,4 33,9 614 15,1
RS 74,5 23 603 10,3
0,68
Tabelle 4.7: I(V)-Daten des bifacialen Moduls. Das Modul besteht aus einer isotexturierten,
multikristallinen Solarzelle 100x100 mm² im Sonnensimulator.

76
Für die Ausgangsleistung ist die Aufstellung/Montage des Moduls wichtig. Für bifaciale Module gibt es
verschiedene Möglichkeiten, die Module zur Sonne hin auszurichten, welche im Detail in [47] und [48]
diskutiert sind. Dabei wird aber häufig von einem Verhältnis zwischen vorder- und rückseitigem
Wirkungsgrad nahe Eins ausgegangen, wie er z.B. bei Solarzellen aus FZ-Si realisiert werden kann.
Die hier vorgestellten Solarzellen auf multikristallinem Silizium haben materialbedingt im Vergleich
dazu nur ein Verhältnis von ~ 2/3. Die Simulationen im letzten Kapitel zeigten, dass es sinnvoll, ist für
diese Zellen die Einstrahlung auf der Vorderseite zu maximieren. Deshalb wird eine Aufstellung mit
einer direkt der Sonne zugewandten Vorderseite und einer Rückseite, die nur das Streulicht
einsammelt, gewählt.
Abbildung 4.29: Photovoltaische Großanlage am Münchner Flughafen. Die Abbildung rechts zeigt
die Montage der Module auf einer leichten Stahlkonstruktion [49].
Bei vielen photovoltaischen Großanlagen sind die Solarmodule auf solchen Rack-Systemen montiert.
Ein Beispiel ist die Photovoltaikanlage auf dem Dach des Terminals 2 des Münchner Flughafens.
Diese ist in Abbildung 4.290 gezeigt. Die Anlage hat eine Modulfläche von rund 4.000 m² und liefert
rund 450.000 Kilowattstunden im Jahr [49]. Zum Einsatz kommen konventionelle, monofaciale Module
der Firma BP. Diese sind an einer Stahlkonstruktion (siehe Abbildung 4.29 rechts) befestigt.
Abbildung 4.30: Experimenteller Aufbau zum Test der bifacialen Solarzellen im Freien.

Bor BSF Solarzellen 77
Für das Demonstrationsexperiment wurde ein Modul mit der Ausrichtung nach Süden und einem
Winkel von 30° ungefähr 50 cm über dem Grund, aufgestellt, ähnlich wie in einem konventionellen,
monofacialen Rack-System. Die Zelle ist von einer schwarzen, 0,5 x 1 m² großen Holzplatte umgeben,
um die Abschattung der anderen Zellen in einem großen Modul zu simulieren. Um den Anteil des
Streulichts auf der Rückseite zu vergrößern und einen stark reflektierenden Hintergrund zu simulieren,
wurde ein 1,6 x 1,2 m² großes, weises Papier hinter der Zelle am Boden ausgebreitet, ähnlich wie von
[50] vorgeschlagen.
An einem sonnigen Tag im April wurde eine I(V)-Kurve der Zelle alle 20 Minuten aufgenommen. Dabei
wurde einmal die Rückseite verdeckt, wie bei einer monofacialen, konventionellen Zelle und einmal
auch das Streulicht im bifacialen Modus eingesammelt.
40
35
30
j SC
[mA/cm²]
25
20
15
10
5
0
Bifacial
Monofacial
9 10 11 12 13 14 15 16 17 18
Tageszeit [h]
Abbildung 4.31: Kurzschlussstromdichte im Verlauf eines Tages bei einseitiger und beidseitiger
Beleuchtung.
Die Kurzschlussstromdichte ist im Tagesverlauf in Abbildung 4.31 dargestellt. Wird zusätzlich das
Streulicht auf der Rückseite eingesammelt, erhöht sich j SC um mehrere mA/cm². Die Lichtintensität
schwankte etwas im Verlauf des Tages, da kleine Schleierwolken den Himmel bedeckten. Durch die
höhere Lichteinkopplung steigt mit j SC auch die Ausgangsleistung des Moduls (Abbildung 4.32). Wie
erwartet ist diese mittags am höchsten.

78
1,6
1,4
1,2
P out
[Watt]
1,0
0,8
0,6
0,4
0,2
Bifacial
Monofacial
9 10 11 12 13 14 15 16 17 18
Tageszeit [h]
Abbildung 4.32: Ausgangsleistung der Solarzelle im Verlauf eines Tages bei einseitiger und
beidseitiger Beleuchtung.
Der Gewinn in der Ausgangsleistung P out durch das Einsammeln des Streulichts auf der Rückseite ist
in Abbildung 4.33 graphisch dargestellt. Bei schrägem Lichteinfall in den Morgen- und Abendstunden
ist der Gewinn am höchsten und macht bis zu 30% aus. Gerade dann also, wenn die
Ausgangsleistung des Moduls noch nicht so hoch ist, ist die Steigerung maximal. Mittags, wenn die
Ausrichtung des Moduls zur Sonne optimal ist, werden noch 10-15% Steigerung in der Ausgangsleistung
gemessen. Im Tagesmittel konnte eine Steigerung der Ausgangsleistung um 20% erzielt
werden. Zum Vergleich: Um bei einem monofacialen Industriemodul mit einem typischen
Wirkungsgrad von 15% eine 20%ige Steigerung der Ausgangleistung zu erreichen, müsste der
Wirkungsgrad der Solarzellen von ~15% auf ~18% gesteigert werden!
35
30
Gewinn P out
∅ 20 %
Gewinn P out
[%]
25
20
15
10
5
0
9 10 11 12 13 14 15 16 17 18
Tageszeit [h]
Abbildung 4.33: Gewinn in der Ausgangsleistung durch das Einsammeln des Streulichts auf der
Rückseite der Solarzelle im Verlauf eines Tages.

Bor BSF Solarzellen 79
Damit konnte gezeigt werden, dass sich bifaciale Konzepte auch auf multikristallinem Silizium bei
einer einfachen, konventionellen Modulmontage lohnen. Eine solche Aufstellung würde nur wenig
Mehrkosten bedeuten. In dem oben genannten Beispiel vom Münchner Flughafen würde der Einsatz
bifacialer Solarzellen einer Steigerung der Jahresproduktion von 450.000 Kilowattstunden auf 540.000
Kilowattstunden entsprechen.
Weitere Steigerungen sind zu erwarten, wenn man mehr Streulicht auf der Rückseite durch einen
Hintergrund mit einer sehr hohen Reflexion wie z.B. Sand oder auch Wasser einkoppeln kann. Bei
Systemen mit einer Nachführung der Module zum Sonnenstand könnte man an einen Spiegel oder
parabolischen Konzentrator denken, der parallel dazu nachgeführt wird. Alternativ können die Zellen
im Modul auch mit Abständen einlaminiert werden, so dass Licht das Modul durchdringt. Dies spart
Silizium pro Modulfläche und erhöht das rückseitige Streulicht [51]. Module aus Cz- oder FZ-Silizium-
Wafer zeigen durch die abgerundeten Ecken automatisch diesen Effekt.
Eine weitere Möglichkeit der Aufstellung ist es, das Modul senkrecht in Nord-Süd-Richtung aufzustellen.
Solche Module könnten z.B. als Schallschutzwand dienen [48]. Der Verlauf der Ausgangsleistung
über einen Tag im Vergleich zu einer konventionellen Aufstellung ist in Abbildung 4.34 gezeigt.
Die Vorderseite des Moduls zeigte nach Osten. In den Morgenstunden misst man eine höhere
Ausgangsleistung. Um die Mittagszeit ist die Ausgangsleistung deutlich reduziert und hat ein
Minimum. Am Nachmittag steigt die Ausgangsleistung wieder an, erreicht aber nicht mehr die hohen
Werte vom Vormittag, da jetzt die Rückseite des Moduls mit dem um etwa zwei Drittel reduzierten
Wirkungsgrad der Sonne zugewandt ist. Solche Aufstellungskonzepte sind also nur für bifaciale
Solarzellen mit einem „back to front efficiency“ Faktor nahe eins, z.B. FZ-Solarzellen, sinnvoll.
1,4
1,2
1,0
P out
[Watt]
0,8
0,6
0,4
0,2
0,0
Aufstellung geneigt 30° Richtung Süden
Aufstellung vertikal (90°) Nord/Süd
9 10 11 12 13 14 15 16 17 18
Tageszeit [h]
Abbildung 4.34: Ausgangsleistung des Moduls im Tagesverlauf bei einer Aufstellung des Moduls
senkrecht in Nord-Süd-Richtung als Wand im Vergleich zur konventionellen Aufstellung. Die
Vorderseite zeigt nach Osten.

80
4.5 Modulverschaltung
Bei der Herstellung eines herkömmlichen Moduls (nur aus p-Typ Solarzellen) muss jeweils die Vorderseite
einer Solarzelle mit der Rückseite der nächsten Solarzelle verbunden werden. In größeren
Modulen lassen sich bifaciale p- und n-Typ Solarzellen abwechselnd verschalten, wie von [52]
vorgeschlagen. Dies hat den Vorteil, dass nun die Verschaltung der Solarzellen auf der Vorder- und
Rückseite getrennt erfolgen kann. Auf jeder Seite wird eine p-Typ Solarzelle mit der nächsten n-Typ
Solarzelle verbunden. Diese wird auf der Rückseite mit der nächsten p-Typ Solarzelle verbunden und
so weiter. Das Prinzip der abwechselnden Verschaltung ist in Abbildung 4.35 (unten) dargestellt.
Dadurch ist es zum Beispiel auch möglich, die Solarzellen direkt auf Leiterbahnen zu platzieren. Ein
Verlöten der Solarzellen würde entfallen, was die mechanische und thermische Belastung verringern
würde.
p p p
n p n
Abbildung 4.35: Kontaktierung von p-Typ Solarzellen in einem herkömmlichen Modul (oben) und
abwechselnde Verschaltung von p- und n-Typ Solarzellen (unten) in einem Modul.
Parallel zu den in dieser Arbeit entwickelten p-Typ Solarzellen wurde ein bifacialer Prozess auf n-Typ
Siliziumwafern entwickelt [41]. Beide Solarzellentypen wurden zusammen in einem Modul verschaltet,
wie es schematisch in Abbildung 4.36 dargestellt ist. Dabei wurden je drei p-Typ (Solarzellen in Kapitel
4.2.4 beschrieben) und drei n-Typ monokristalline Cz-Solarzellen abwechselnd in Reihe verschaltet (pn-p-n-p-n).
Abbildung 4.36: Schematische Darstellung der Verschaltung von p- und n-Typ Solarzellen in einem
2x3 pn-Modul.
Im Folgenden werden zwei Module beschrieben: Das eine mit einer konventionellen Kontaktierung
über die Busbars, das andere mit einer neu entwickelten Verschaltung. Für beide Module wurden p-
und n-Typ Solarzellen aus demselben Prozess benutzt. Für die Herstellung von Solarmodulen ist es

Bor BSF Solarzellen 81
wichtig, dass die Solarzellen gut aufeinander abgestimmt sind, da ansonsten die Leistung des Moduls
durch die schlechteste Zelle limitiert wird. Dies ist eine besondere Herausforderung bei der
Verwendung von Solarzellen mit verschiedener Grunddotierung. Hierbei ging es zunächst darum, das
Prinzip eines bifacialen pn-Moduls zu demonstrieren.
Abbildung 4.37 zeigt ein bifaciales Modul aus je drei n- und p-Typ Solarzellen. Die Solarzellen sind
konventionell über die Busbars kontaktiert. Das Modul wurde im Rahmen des EU-Projekts Foxy bei
der Firma Isofoton hergestellt. Von hinten sieht das Modul ähnlich wie von der Vorderseite aus. Die
Parameter des Moduls sind in Tabelle 4.8 zusammengefasst.
V OC
[V]
I SC
[A]
P mpp
[W]
V mpp
[V]
I mpp
[A]
FF
[%]
Bifacial FS 3,7 5,1 12,3 2,7 4,6 66,2
Bifacial RS 3,6 2,8 7,3 3,0 2,5 73,1
Tabelle 4.8: Modulparameter des Moduls von der Firma Isofoton bei front- und rückseitiger
Beleuchtung, gemessen bei Isofoton.
Abbildung 4.37: Bifaciales Modul aus je drei n- und p-Typ Solarzellen. Die Solarzellen sind
konventionell über die Busbars kontaktiert. Das Modul wurde bei der Firma Isofoton hergestellt.
In Vergleich zu konventionellen Solarzellen mit ganzseitigem Rückkontakt haben die Solarzellen mit
einem offenen, siebgedruckten Fingergrid einen höheren Serienwiderstand R S . Daraus ergeben sich
ein kleinerer Füllfaktor und ein geringerer Zellwirkungsgrad. Bei einem offenen Fingergrid wird der
erzeugte Strom über die Finger zu den Busbars transportiert. Der Widerstand im Finger ist unter
anderem durch die Leitfähigkeit der Silber- bzw. Aluminium-Silber-Paste, sowie der Querschnittfläche

82
und der Fingerlänge (Länge vom entferntesten Punkt zum Busbar) gegeben. Möglichkeiten den
Serienwiderstand auf Zellebene zu verringern, wurden in Kapitel 2.3 erörtert.
Die Firma Day4Energy hat ein eigenes Konzept der Verschaltung von Solarzellen im Modul, das ganz
ohne Busbars auskommt, entwickelt. Diese Methode wurde zunächst für monofaciale Module
entwickelt. Abbildung 4.38 zeigt schematisch eine monofaciale Solarzelle mit der Day4 TM -Elektrode.
Die Day4 TM -Elektrode besteht aus einem transparenten, haftenden Film, in dem dünne Kupferdrähte
eingebettet sind. Die Kupferdrähte sind mit einer Legierung mit einem niedrigen Schmelzpunkt
ummantelt. Der ohmsche Kontakt wird während des Lamierens des Moduls hergestellt [53], [54].
Abbildung 4.38: Schematische Darstellung einer Solarzelle mit Day4 TM Elektrode. Abbildung aus
[53].
Die Drähte der Elektrode sind gleichmäßig über die Zelle mit typischen Abständen zwischen 4 und
20 mm verteilt. Das heißt: Die maximale Weglänge, die der Strom also in dem gedruckten Finger
zurücklegen muss, beträgt nur noch max. 10 mm. Dadurch wird der Serienwiderstand im Modul
verringert. Das Ergebnis sind bessere Füllfaktoren und eine höhere Ausgangsleistung (5-10%) im
Vergleich zu herkömmlichen Modulen mit gleichen Zellen aber mit Busbars und AgAl Pads [54].
Weitere Eigenschaften und Vergleiche zwischen den Modulen sind der angegebenen Literatur zu
entnehmen.
Diese Methode ist sowohl für monofaciale wie für bifaciale Solarzellen geeignet. Module lassen sich
sowohl nur aus n- oder p-Typ Solarzellen als auch mit abwechselnd verschalteten n-und p-Typ
Solarzellen herstellen. In einem gemeinsamen Projekt wurde ein bifaciales Modul zusammen mit der
Firma Day4Energy hergestellt. Dazu wurden die in Kapitel 4.2.4 beschriebenen Cz-Si-Solarzellen
ohne Busbars verwendet. Im Modul wurden wieder Wafer aus p- und n-Typ Silizium verschaltet.

Bor BSF Solarzellen 83
Eine Aufnahme des Moduls ist in Abbildung 4.39 gezeigt. Die Solarzellen sind mit der Day4 TM
Elektrode kontaktiert und miteinander verbunden. Dies ist auch an den fehlenden Busbars zu
erkennen.
Abbildung 4.39: Bifaciales Modul mit Day4Energy-Verschaltung aus je drei n- und p-Typ
Solarzellen, deutlich an den fehlenden Busbars zu erkennen.
Bei den bifacialen Zellen hängt der Serienwiderstand und damit auch der Füllfaktor nicht nur von der
Leitfähigkeit der Finger auf der Vorderseite sondern auch von den Fingern des Rückkontakts ab. Vor
allem wegen der schlechteren Leitfähigkeit der AlAg-Paste des Rückkontakts (im Vergleich zur reinen
Silber Paste wie sie auf der Vorderseite verwendet wird) ist der Füllfaktor bei bifacialen Solarzellen im
Vergleich zu auf der Rückseite ganzflächig kontaktierten Solarzellen reduziert. Die Vorteile des
Day4Energy-Konzepts sollten also besonders bei bifacialen Zellen zur Geltung kommen.
V OC
[V]
I SC
[A]
P mpp
[W]
V mpp
[V]
I mpp
[A]
FF
[%]
Bifacial FS 3,6 4,9 13,1 2,9 4,5 73,3
Bifacial RS 3,6 3,1 6,7 3,1 2,2 61,1
Tabelle 4.9: Modul Parameter des Day4Energy Moduls bei front- und rückseitiger Beleuchtung,
gemessen bei Day4Energy.
Die Kenndaten des Moduls sind in Tabelle 4.9 zusammengefasst. Im Vergleich zu dem konventionell
hergestellten Modul fallen der höhere Füllfaktor und die damit verbundene höhere Ausgangsleistung
bei frontseitiger Beleuchtung auf. Beide Module wurden mit Zellen aus dem gleichen Prozess
hergestellt, wobei auf den Wafer für das Day4Energy Modul eben keine Busbars gedruckt wurden.

84
Beide Module wurden analog zum Aufbau in Kapitel 4.4 unter realen Bedingungen getestet. Über
einen Tag gemittelt, wurde bei den bifacialen Modulen eine um 15% höhere Ausgangsleistung durch
das Einsammeln des rückseitigen Streulichts gemessen. Die Module wurden zu Demonstrationszwecken
aus p-und n-Typ Solarzellen hergestellt. Natürlich lassen sich sowohl mit der
Konventionellen wie auch mit der Day4Energy Verschaltung Module aus nur einer Sorte von
Solarzellen herstellen.
4.6 Ausblick - Prozessoptimierung für die industrielle Umsetzung
4.6.1 Solar Grade Silizium
Zum Vergleich wurden auch Solarzellen auf Wafern aus dem neu entwickelten Solarsilizium (siehe
Kapitel 2) hergestellt. Dazu wurde derselbe Prozess wie in Kapitel 4.2.3 mit saurer, isotroper Textur
und SiO 2 /SiN x Rückseitenpassivierung verwendet. Für Wafer, die aus einem Block mit 75% SoG und
25% EG Silizium stammen, sind die Solarzellenergebnisse in Tabelle 4.10 zusammengefasst.
FF [%] J SC [mA/cm 2 ] V OC [mV] η [%] η rück /η front
FS 75,6 34,3 620 16,1
RS 74,8 26,9 615 12,4
0,77
Tabelle 4.10: Solarzellenergebnisse der besten Solarzelle auf mc Wafer aus 75% SoG & 25% EG
Si (100x100mm², 230 μm dick, 1,2 Ωcm).
Im Vergleich zu den bisher prozessierten Wafern fällt die hohe Leerlaufspannung auf. Diese ist
vergleichbar mit der von Solarzellen mit Al-BSF. Die mit dem Fit nach Basore aus der IQE (siehe
Abbildung 4.40) ermittelte effektive Diffusionslänge L eff beträgt 547 µm und bewegt sich damit im
selben Bereich wie die der Solarzellen ohne Textur.
Das Verhältnis η rück /η front ist bei den Solarzellen auf SoG Silizium besser als auf den texturierten
Referenzwafer aus EG Silizium (vgl. Kapitel 4.2.3). Im kurzwelligen Bereich fällt die IQE bei
rückseitiger Beleuchtung auch nicht so stark ab, was für eine bessere Passivierung der Rückseite
spricht.

Bor BSF Solarzellen 85
1,0
0,8
0,6
IQE
0,4
0,2
FS IQE
RS IQE
vgl. RS IQE NaOh geätzt
vgl. RS IQE Textur mc
0,0
400 600 800 1000 1200
Wellenlänge [nm]
Abbildung 4.40: Interne Quantenausbeute der Solarzelle aus 75% SoG mc-Si, im Vergleich dazu
die IQE der Solarzellen unter rückseitiger Beleuchtung aus Kapitel 4.2.2 und 4.2.3.
Es sieht so aus, als ob sich das SoG Material besonders für den Prozess mit der Bor-Diffusion eignet.
Das SoG Material scheint bei den Hochtemperaturschritten nicht zu degradieren. Über die genaue
Reinheit des SoG Siliziums ist leider von Seiten des Herstellers nichts bekannt. Untersuchungen von
[14] deuten darauf hin, dass es bei metallurgisch aufbereitetem Silizium nicht unbedingt auf die Menge
der Verunreinigungen ankommt, als vielmehr auf Ihre Größe und räumliche Verteilung. Wenn also die
Verunreinigungen im SoG Silizium lokal z.B. an Korngrenzen, gebunden sind, können diese nicht so
leicht während der Hochtemperaturschritte zurück in den Kristall gelangen.
Lebensdaueruntersuchungen deuten darauf hin, dass SoG Material stabiler auf die einzelnen
Prozessschritte während der Prozessierung reagiert [55]. Dafür spricht auch die bessere effektive
Diffusionslänge von 547 µm im Vergleich zu 355 µm (vgl. Kapitel 4.2.3).
J 01
[A/cm²]
J 02
[A/cm²]
R S
[Ωcm²]
R Sh
[Ωcm²]
J ph
[mA/cm²]
Beste Zelle 0,55⋅10 -12 9,7⋅10 -8 0,17 1300 34,2
Tabelle 4.11: Solarzellenparameter aus der IV Kennlinie nach dem Zwei-Dioden-Modell.
Die Solarzellenparameter aus dem Zwei-Dioden-Modell [5] sind in Tabelle 4.11 zusammengefasst. J 02
ist erhöht, was noch auf Traps in der Raumladungszone hindeutet, die während der Bor-Diffusion
entstanden sein können. Der Serienwiderstand von nur 0,17 Ωcm² spricht für eine optimale
Anpassung der Feuerparameter.

86
4.6.2 Solarzelle mit Spray-On-Prozess
4.6.2.1 Inline Bor-Diffusion
Bei den in den vorangegangenen Kapitel beschriebenen Solarzellenprozessen musste die Vorderseite
des Wafers bei der BBr 3 Diffusion geschützt werden oder nach der Diffusion wieder die oberste
dotierte Schicht abgeätzt werden. Um diesen Prozessschritt zu vereinfachen, bzw. ein einseitiges
Abätzen zu verhindern, wäre eine einseitige Diffusion von Vorteil. Im diesem Kapitel wird ein
Solarzellenprozess für die Bor-BSF-Solarzelle beschrieben, in dem nur aufgesprühte Dotierstofflösungen
verwendet werden. In Kapitel 3 wurde die Inline-Diffusion eines Phosphor-Emitters
beschrieben. Es lassen sich natürlich auch andere Dotierstoffe als Phosphor aufsprühen. Auch
borhaltige Dotierstofflösung ist zum Aufsprühen erhältlich. Für die Versuche wurde die Dotierstofflösung
B 155 von Filmtronics für das Bor-BSF und für den Phosphor-Emitter wie schon in Kapitel 3
beschrieben die Dotierstofflösung P 509 von Filmtronics verwendet.
Um die thermische Belastung des Wafers möglichst gering zu halten, wurde eine Diffusionstemperatur
von 920°C und eine Diffusionszeit von 10 Minuten gewählt. Sowohl die BBr 3 -Diffusion als auch die
POCl 3 -Diffusion wurden durch die Inline-Diffusion mit dem entsprechenden Dotierstoff ersetzt, ohne
dabei die Prozessabfolge zu ändern (Siehe Abbildung 4.42, im Folgenden als Solarzellenprozess A
bezeichnet). Für die Phosphordiffusion wurde eine Diffusionstemperatur von 880°C (10 Minuten)
gewählt. Die mit ECV gemessenen Dotierprofile der Diffusionen sind in Abbildung 4.41 dargestellt. Für
den Emitter ergibt sich damit ein Schichtwiderstand von 50 Ω/Sq. Das Bor-BSF hat nach der Emitter
Diffusion einen Schichtwiderstand von 80 Ω/Sq. Die Schichtwiderstände wurden auf n-Typ
Referenzwafern (Cz-Si) gemessen.
Ladungsträgerkonzentration [cm -3 ]
10 19
10 18
10 20 P-Emitter (50 Ω/sq)
B-BSF (80 Ω/sq)
10 17
0,0 0,1 0,2 0,3 0,4
Tiefe [µm]
Abbildung 4.41: Dotierprofil des Emitters und des BSFs bei Inline-Diffusion gemessen mit ECV.

Bor BSF Solarzellen 87
Die vorangegangenen Experimente benutzten Siliziumoxid in Kombination mit einem Siliziumnitrid als
Rückseitenpassivierung. Für das Oxidationsrohr, in dem die Oxidation durchgeführt wurde, gelten
hohe Reinheitsanforderungen. Um eine Kontamination des Oxidrohrs zu verhindern, war es nicht
erlaubt Wafer, die im Gürtelofen und mit organischen Dotierstoffen behandelt wurden, im
Oxidationsrohr zu prozessieren. Aus diesem Grunde wurde auf der Rückseite nur eine SiN x -
Antireflexschicht abgeschieden, welche die Oberfläche nur bedingt passiviert. Dazu wurde auf den
Solarzellen ein von ECN für p-dotierte Rückseiten optimiertes SiN x (n ≈ 2,4)abgeschieden. Der
Prozess wurde ansonsten nicht verändert und ist in Abbildung 4.42 zusammengefasst.
Sägeschaden ätzen
B 155 aufsprühen RS
Diffusion Gürtelofen
920°C 10 min.
P509 aufsprühen FS
Diffusion Gürtelofen
880°C 10 min.
PECVD SiN x
ARC
(Vorder- und Rückseite)
Kantenisolation
Siebdruck Frontseite
Siebdruck Rückseite (Grid)
Kontakt Sintern
Abbildung 4.42: Solarzellenprozess A mit Inline-Diffusion für das Bor-BSF und den Phosphor
Emitter.
Die Solarzellenergebnisse sind in Tabelle 4.12 zusammengefasst. Es wurde eine Gruppe von acht
Wafern prozessiert. Neben dem niedrigen Niveau der Wirkungsgrade fällt sofort die große Streuung
der Werte auf.
FF [%] J SC [mA/cm 2 ] V OC [mV] η [%]
Mittel (8 Zellen) 58,8 ± 4,2 26,9 ± 1,1 560 ± 9,8 8,9 ± 1,1
Beste Zelle 65,8 28 578 10,6
Tabelle 4.12: Solarzellenergebnisse auf mc-Si 125x125 cm² Wafern (200 µm dick).
Aus der IQE (siehe Abbildung 4.46) wurde mittels Basorefit die effektive Diffusionslänge zu
L eff = 87 µm ermittelt. Unter der Annahme L eff = L bulk würde dies nur einer Lebensdauer von weniger
als 10 µs entsprechen. Dies würde u.a. das niedrige V OC erklären. Eine Analyse der besten Zelle mit
dem Zwei-Dioden-Modell (Tabelle 4.13) ergab vor allem einen auffällig niedrigen Parallelwiderstand
R Sh von nur 920 Ωcm² und einen erhöhten Serienwiderstand R S von 0,87 Ωcm². Der Wert für J 01 liegt
im Bereich dessen, was man erwartet. J 02 ist erhöht, was ein Indiz für Rekombinationszentren in der

88
Raumladungszone ist. Diese könnten durch die Diffusion von Verunreinigungen, die während der Bor
Diffusion im Gürtelofen auf der Vorderseite in den Wafer eingedrungen sind, entstanden sein.
L eff [μm]
(SR)
J 01
[A/cm²]
J 02
[A/cm²]
R S
[Ωcm²]
R Sh
[Ωcm²]
J ph
[mA/cm²]
Beste Zelle 87 3,6⋅10 -12 7⋅10 -8 0,87 920 28
Tabelle 4.13: Solarzellendaten aus der SR-Messung und aus dem Zwei-Dioden-Modell.
In der Thermographieaufnahme der fertigen Solarzelle (Abbildung 4.43) sind nur wenige gute
Bereiche (violett) zu erkennen. Neben den Kurzschlüssen an den Rändern (rot/gelb), sind weniger
gute Bereiche der Zelle zu erkennen (grün).
Abbildung 4.43: Thermografieaufnahme der mit IR-Licht beleuchteten, fertigen Solarzelle mit Inline-
Diffusion.
Es liegt die Vermutung nahe, dass während der Bor-Diffusion im Gürtelofen Verunreinigungen oder
Bor-Atome auf der ungeschützten Oberfläche auf der Vorderseite in den Wafer diffundiert wurden.
Dies würde auch die große Streuung der Solarzellenergebnisse erklären. Auch in Kapitel 3.4.2 gibt es
Anzeichen dafür, dass ein Teil des Dotierstoffs in die Atmosphäre des Gürtelofens diffundiert.
In einer weitern Versuchsgruppe sollte dieses Problem umgangen werden. Zuerst wurde der
Phosphordotierstoff auf die Vorderseite des Wafers gesprüht und dann der Bordopant auf die
Rückseite. Im Anschluss fand dann eine Co-Diffusion der Wafer im Gürtelofen statt. Dieser
Prozessablauf, im Folgenden als Solarzellenprozess B bezeichnet, hat außerdem den Vorteil, dass
ein Diffusionsschritt eingespart wird und beide Seiten durch den aufgesprühten Diffusionstoff im
Gürtelofen vor Verunreinigungen geschützt sind. Für beide Seiten müssen nun natürlich die gleichen
Diffusionsparameter gewählt werden. Im Experiment wurden die gleichen Parameter wie für das Bor-
BSF bei der Versuchsgruppe vorher gewählt. Dabei wurde in Kauf genommen, einen hochdotierten
Emitter zu bekommen. Die mit ECV gemessenen Dotierprofile der Diffusionen (Punkte) sind in
Abbildung 4.44 dargestellt. Im Vergleich dazu sind die Dotierprofile aus der vorherigen Gruppe mit

Bor BSF Solarzellen 89
dargestellt (Linie). Deutlich ist der Unterschied in den Dotierprofilen der Emitter zu erkennen, was sich
auch in der Messung des Schichtwiderstandes zeigt. Das Dotierprofil des Bor-BSF unterscheidet sich
nur unwesentlich. Bei Verwendung von Dotierstoffen mit einer niedrigeren Phosphorkonzentration und
einer sehr hohen Bor Konzentration, könnte bei entsprechender Optimierung der Diffusionsparameter
auch bei Co-Diffusion ein niedrig dotierter Emitter hergestellt werden.
Ladungsträgerkonzentration [cm -3 ]
10 20
10 19
10 18
P-Emitter B (25 Ω/sq)
P-Emitter A (50 Ω/sq)
B-BSF B (85 Ω/sq)
B-BSF A (80 Ω/sq)
10 17
0,0 0,1 0,2 0,3 0,4
Tiefe [µm]
Abbildung 4.44: Dotierprofile (Punkte) des Emitters und des BSF bei Inline Co-Diffusion gemessen
mit ECV. Im Vergleich dazu die Dotierprofile bei getrennter Diffusion (Linie).
Sägeschaden ätzen
B 155 aufsprühen RS
P509 aufsprühen FS
Diffusion Gürtelofen
920°C 10 min.
PECVD SiN x
ARC
(Vorder- und Rückseite)
Kantenisolation
Siebdruck Frontseite
Siebdruck Rückseite (Grid)
Kontakt Sintern
Abbildung 4.45: Solarzellenprozess B mit Inline Co-Diffusion für das Bor-BSF und den Phosphor-
Emitter.

90
Der modifizierte Solarzellenprozess ist in Abbildung 4.45 gezeigt. Die Solarzellenergebnisse sind in
Tabelle 4.14 zusammengefasst. Neben den besseren Ergebnissen im Vergleich zu Prozess A ist auch
die Streuung der Ergebnisse wesentlich geringer. Dies spricht dafür, dass Prozess B der stabilere von
beiden ist. Dennoch bleiben die erreichten Wirkungsgrade hinter den Solarzellen mit
Gasphasendiffusion zurück. Der niedrige Kurzschlussstrom bei den Zellen lässt sich nicht allein durch
die höhere Rekombination im 25 Ω/Sq. Emitter erklären. Simulationen mit PC1D ließen nur einen um
1 bis 2 mA/cm² schlechteren Kurzschlussstrom erwarten.
FF [%] J SC [mA/cm 2 ] V OC [mV] η [%]
Mittel (8 Zellen) 76,4 ± 0,4 26,8 ± 0,2 593 ± 0,7 12,1 ± 0,1
Beste Zelle 76,2 27,2 594 12,3
Tabelle 4.14: Solarzellenergebnisse für Prozess B auf 125 x125 mm² Wafern (200 µm dick).
Die mit dem Basorefit ermittelte effektive Diffusionslänge beträgt nur 122 μm. Die, verglichen mit der
Zelldicke von 200 µm, geringe Diffusionslänge der Minoritätsladungsträger im Wafer erklärt nicht nur
den niedrigen Kurzschlussstrom sondern auch das schlechte V OC der Solarzellen. Die offene
Klemmspannung ist im Vergleich zum vorherigen Prozess höher, aber immer noch deutlich erniedrigt.
Eine Analyse mit dem Zwei-Dioden-Modell zeigt einen deutlich höheren Parallelwiderstand als im
Prozess A, was ein Indiz dafür sein könnte, dass die Vorderseite durch den Phosphordotierstoff vor
Fremdatomen geschützt ist.
L eff [μm]
(SR)
J 01
[mA/cm²]
J 02
[mA/cm²]
R S
[Ωcm²]
R Sh
[ Ωcm²]
J ph
[mA/cm²]
beste Zelle 122 2⋅10 -12 4⋅10 -8 0,68 6000 27,2
Tabelle 4.15: Solarzellenparameter aus der Messung der spektralen Empfindlichkeit und der I(V)-
Kennlinie nach dem Zwei-Ddioden-Modell.
Die IQE für die beste Solarzelle beider Prozesse ist in Abbildung 4.46 dargestellt. Im kurzwelligen
Bereich bis 600 nm ist die IQE der Solarzelle mit 50 Ω/Sq Emitter (Prozess A) wie erwartet deutlich
höher als die IQE mit 25 Ω/Sq Emitter (Prozess B). Die Solarzelle aus Prozess A hat auch einen um
0,8 mA/cm² höheren Kurzschlussstrom. Im langwelligen Bereich fällt die IQE bei beiden Solarzellen
schnell ab. Die effektive Diffusionslänge aus dem Fit nach Basore im Bereich zwischen 800 und 1000
nm ergab ein L eff von 122 µm für Prozess B im Vergleich zu 87 μm bei Prozess A.

Bor BSF Solarzellen 91
1,0
0,8
0,6
IQE
0,4
0,2
IQE Prozess A (25 Ω/Sq.)
IQE Prozess B (50 Ω/Sq.)
0,0
400 600 800 1000 1200
Wellenlänge [nm]
Abbildung 4.46: Interne Quantenausbeute der jeweils besten Solarzellen mit Inline-Diffusion aus
Prozess A und B.
Auch andere Gruppen berichten von Degradation der Lebensdauer im Volumen bei Diffusion mit dem
Dotierstoff. Hier wurde der Dotierstoff aufgeschleudert, die Diffusion fand allerdings bei wesentlich
höheren Temperaturen statt und war dafür kürzer [56]. Alternativen wären etwa Dotierstoffe ohne
organische Lösungsmittel, wie etwa Borsäure [57].
Die Herstellung von Bor-BSF-Solarzellen mit aufgesprühten Dotierstoffen und gleichzeitiger CO-
Diffusion von Bor und Phosphor ist im Prinzip möglich. Die ersten Ergebnisse sind viel versprechend,
es bedarf aber einer weiteren Optimierung des Herstellungsprozesses. Insbesondere muss ein Bor-
Dotierstoff gefunden werden, der nicht zur Degradation der Lebensdauer im Wafer führt.
4.6.3 Alternative Rückseitenpassivierung
Für das Solarzellenkonzept in dieser Arbeit wurde zur Passivierung der Rückseite eine dünne
Siliziumoxidschicht verwendet. Zum Schutz der Siliziumoxidschicht und als Antireflexschicht wurde ein
Siliziumnitrid auf dem Oxid abgeschieden. Die Oxidation erfordert ein sorgsames Reinigen der
Silizium Wafer und ist ein weiterer Hochtemperaturschritt (~865°C). Im Folgenden werden Alternativen
dazu vorgestellt:
● Eine weitere Möglichkeit die thermische Belastung zu verringern, ist die nasse Oxidation. Die
Reaktionsgleichung für die nasse Oxidation ist:
Si (fest) + 2H 2 O (gasförmig) → SiO 2 (fest) + H 2 (gasförmig)
Über einen Bubbler wird dem Sauerstoff Wasserdampf beigemischt. Die OH-Gruppen des Wasserstoffs
reagieren mit dem bereits aufgewachsenen Siliziumoxid, was zu einer höheren Wachstumsrate
schon bei niedrigeren Temperaturen führt [8]. Mit einem Hocheffizienzprozess und einem nassen Oxid
zur Rückseitenpassivierung konnte eine 1x1 cm² Solarzelle mit einem Rekordwirkungsgrad von 20,3%
auf multikristallinem Silizium demonstriert werden [58].

92
● Amorphes Silizium als Rückseitenpassivierung scheidet aus, da bei den hohen Temperaturen
während des Kontaktsinterns der Siebdruckmetallisierung die amorphe Siliziumschicht zerstört wird
[59].
● Im verwendeten Prozess wird Siliziumnitrid ohnehin auf der Rückseite als Antireflexschicht
abgeschieden. Es drängt sich daher die Frage auf, ob sich die Rückseite nicht auch mit SiN x
passivieren lässt. Die Ladungsträgerkonzentration an der Oberfläche des Bor-BSF wurde mit ECV
gemessen und beträgt ~2-4⋅10 19 cm -3 (Siehe Abbildung 4.8 in Kapitel 4.1.2). Solche stark p-dotierten
Schichten lassen sich mit SiN x nicht mehr vernünftig passivieren. Abbildung 4.47 zeigt die Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit
(SRV) für verschiedene Ladungsträgerkonzentrationen auf der
Oberfläche für verschiedene Abscheideverfahren. Für Ladungsträgerkonzentrationen größer 10 19 cm -3
würde sich die SRV im Bereich zwischen 5000 cm/s und 10000 cm/s bewegen. Solarzellen, die ohne
SiO x hergestellt wurden, bestätigen dies und hatten im Vergleich zu den Zellen mit SiO x eine um
~17 mV verringerte offene Klemmspannung.
Für Solarzellen ohne BSF entspricht die Ladungsträgerkonzentration auf der Rückseite der
Grunddotierung des Wafers. Bei den üblicherweise verwendeten bordotierten Wafer haben eine
Ladungsträgerkonzentration von ~10 16 cm -3 , sollten sich also mit SiN x passivieren lassen. In der
Literatur finden sich auch niedrige Werte für SiN x passivierte p-dotierte Siliziumoberflächen (siehe
Abbildung 4.47). Allerdings kann es bei fertig prozessierten Solarzellen wegen der Bandverbiegung
durch das SiN x zu parasitären Kurzschlüssen bei der Kontaktierung kommen [60].
Abbildung 4.47: Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit auf p-dotierten Siliziumoberflächen in
Abhängigkeit von der Dotierung für verschiedene SiN x Abscheideverfahren [61].
● Parallel zu den Solarzellen mit Bor-BSF wurden auch Gruppen von Wafern ohne Bor-Diffusion und
folglich ohne BSF prozessiert. Durch die geringere Ladungsträgerkonzentration nahe der Oberfläche
lassen sich diese Wafer nur schlecht mit dem Siebdruckverfahren kontaktieren. Dies macht sich in
einem hohen Kontaktwiderstand bemerkbar, der zu einem Serienwiderstand von über 1 Ωcm² und

Bor BSF Solarzellen 93
schlechten Füllfaktoren von nur 70% führt. Auch in aktuellen Publikationen tauchen Probleme beim
Kontaktieren und Prozessieren von industrietauglichen Solarzellen mit SiN x Rückseitenpassivierung
auf [62], [63].
● Eine viel versprechende Alternative zu den hier vorgestellten Möglichkeiten ist die Abscheidung von
Siliziumcarbid (SiC x ). SiC x -Filme werden in PECVD Reaktoren bei Temperaturen zwischen 250°C und
450°C abgeschieden. Durch die Wahl der Gasflüsse (SiH 4 und CH 4 ) kann das Verhältnis zwischen
Silizium und Kohlenstoff eingestellt werden. Durch Zusatz von Trimethyl-Boran (TMB) oder Diboran
als Dotiergas kann die SiC x -Schicht bei der Abscheidung dotiert werden. Die mit den abgeschiedenen
SiC x -Schichten gemessenen Lebensdauern implizieren eine offene Klemmspannung von bis zu
660mV (auf Bor diffundierten n-Typ Cz Silizium). Auch ist es möglich, Schichtsysteme mit
verschiedenen Zusammensetzungen von SiC x abzuscheiden, z.B. einer gut passivierenden, dünnen
siliziumreichen Schicht, gefolgt von einer kohlenstoffreichen dickeren Schicht mit besseren optischen
Eigenschaften [64]. Hocheffizienzsolarzellen mit einem SiC x Schichtsystem auf der Rückseite und
aufgedampften Kontakten erreichen Wirkungsgrade von über 20% auf FZ-Silizium [43].
4.6.4 Zukünftige Entwicklung der Bor-BSF-Solarzelle
In diesem Kapitel wurde gezeigt, wie die Entwicklung der Bor-BSF Solarzelle weitergehen kann. Die
Ergebnisse auf neuen Materialien wie das Solarsilizium sind viel versprechend. Bei den in dieser
Arbeit prozessierten Solarzellen konnte keine Verbiegung der Wafer (es wurden bis zu 150 µm dünne
Wafer prozessiert) festgestellt werden. Die Verwendung noch dünnerer Wafer ist der nächste logische
Schritt, sobald diese in ausreichender Qualität von der Industrie zur Verfügung gestellt werden
können. Die ersten Ergebnisse (ohne Prozessoptimierung) in Kapitel 4.2.4 auf Cz-Silizium motivieren,
den Bor-BSF-Prozess auch auf monokristallinem Material weiterzuentwickeln.
Um den Prozess weiter zu vereinfachen, ist die Verwendung von Dotierstoffen in aufgesprühte
Lösungen sinnvoll. Durch die Co-Diffusion lässt sich ein Hochtemperaturschritt einsparen. Durch ein
präzises Aufsprühen der Dotierstofflösungen müsste sich das Problem der Diffusion um die Kanten
der Wafer, wie es bei der BBr 3 -Diffusion auftrat, vermeiden lassen. Auch lässt sich mit der
Sprühdiffusion einfacher eine große Anzahl an Wafer prozessieren.
Die thermische Oxidation zur Passivierung der Rückseite erfordert eine aufwändige und gründliche
Reinigung der Wafer. Um auch diesen Prozesschritt zu vereinfachen und einen hohen Durchsatz an
Wafern zu erreichen scheint SiC x momentan der aussichtreichste Kandidat für die Passivierung der
Rückseite zu sein. Auch würde sich Siliziumcarbid in einer Durchlauf-PECVD-Anlage abscheiden
lassen, was den Prozessablauf weiter vereinfacht.
Die Kontaktierung der Rückseite erfolgte bislang mit einer aluminiumhaltigen Silberpaste wie sie zum
Drucken von Kontaktpads verwendet wird. Hier wären die Hersteller von Siebdruckpasten gefordert,
eine Paste zu entwickeln, die einerseits das p-dotierte Bor-BSF kontaktiert und andererseits eine gute
Leitfähigkeit besitzt. Eine Optimierung der Kontaktierung kann dabei zusammen mit der Optimierung

94
der Verschaltung der Solarzellen im Modul erfolgen, zum Beispiel mit der in Kapitel 4.5 vorgestellten
Technologie der Firma Day4Energy.
Ein weiters großes Potential zur Steigerung der Ausgangsleistung fertiger Solaranlagen ist die
Anordnung der Solarzellen im Modul bzw. Aufstellung der Module. Werden die Solarzellen mit einem
Abstand im Modul angeordnet, kann mehr Licht hinter dem Modul wieder auf die Rückseite
zurückreflektiert werden. Anordnungen mit Reflektoren würden die Einstrahlung auf der Rückseite und
damit die Ausgangsleistung der Module erhöhen. Auch sind einfache Konzentratoranlagen mit
verspiegelten Modulrückseiten denkbar.

Zusammenfassung 95
Zusammenfassung
In dieser Arbeit wurde die heutige Industriesolarzelle mit Dickfilmmetallisierung untersucht und Wege
und Möglichkeiten aufgezeigt, diese weiter zu entwickeln und zu optimieren.
Im ersten Teil der Arbeit wurden Solarzellen aus Solarsilizium hergestellt und untersucht.
Solarsilizium, das direkt aus metallurgischen Silizium hergestellt wird, hat den Vorteil, dass es mit
weniger Energieaufwand wesentlich kostengünstiger herzustellen ist als das bisher verwendete
Electronic Grade (EG) Silizium (Herstellung/Reinigung über Destillationsverfahren). Dabei wurden
Solarzellen aus unterschiedlichen Positionen (von unten nach oben) eines Blocks Solarsilizium
miteinander verglichen. Für schlechtere Bereiche des Blocks wurde eine optimierte Diffusion
entwickelt, die durch zusätzliches Gettern die Leistung der Zellen verbessert. So lassen sich
insgesamt bessere Solarzellen mit einer engeren Verteilung der Wirkungsgrade über den gesamten
Block herstellen. Es konnte gezeigt werden, dass die Solarzellen aus reinen SoG-Wafern
konkurrenzfähig zu den bisher verwendeten EG-Silizium Wafern sind. Die besten Solarzellen erzielten
Wirkungsgrade über 16% (125x125 mm² Wafer, 230 µm dick, normale Dickfilmmetallisierung mit
Siebdruck). Um auf größeren Wafer (156x156 mm²) Leistungseinbußen durch schlechte Füllfaktoren
zu verhindern, wurden Möglichkeiten untersucht, die Metallisierung auf der Vorderseite zu optimieren.
Durch einfache Änderungen in der Geometrie des Frontkontakts (3 Busbars, Trapezförmige Finger)
konnte die Leistung gesteigert werden, ohne den Siebdruckprozess dabei wesentlich zu ändern. Mit
einer zusätzlichen Platierung von Silber konnte ein Wirkungsgrad von 15,9% (156x156 mm² mc-SoG-
Si Wafer) erreicht werden.
Im zweiten Teil der Arbeit wurde die Diffusion im Gürtelofen mit aufgesprühten Dotierstoffen
untersucht. Dies hat den Vorteil, dass auch die Emitterdiffusion als Durchlaufprozess (Inline) erfolgen
kann und ein aufwändiges Waferhandling vermieden wird. Zudem ermöglicht die Diffusion im
Gürtelofen kürzere Prozesszeiten und ist vorteilhaft für dünnere Wafer. Im Rahmen der Arbeit wurde
eine Anlage zum automatischem Aufsprühen von Dotierstoffen aufgebaut, was erst die Prozessierung
sehr großer Wafer bis 200x200 mm² am Lehrstuhl ermöglichte. Ein beidseitiges Besprühen der Wafer
führte durch ein verbessertes Phosphorgettern während der Diffusion zu höheren Wirkungsgraden. Es
konnte gezeigt werden, dass sich mit der Sprühdiffusion Solarzellen mit vergleichbaren
Wirkungsgraden wie bei der Diffusion aus der Gasphase (POCl 3 ) herstellen lassen. Mit der Sprühdiffusion
wurden Wirkungsgrade bis 15,5% erreicht (mc-Silizium, normale Dickfilmmetallisierung mit
Siebdruck).
Im Hauptteil der Arbeit wurde ein Konzept für bifaciale Solarzellen auf dünnen Wafern entwickelt.
Charakteristisch für dieses Konzept ist die im Vergleich zur Industriesolarzelle veränderte Rückseite
mit einem Bor-BSF. Die Bor-Diffusion wurde bei einer moderaten Temperatur von 935°C durchgeführt,
um eine thermische Degradation der Lebensdauer im Silizium zu verhindern, was ein BSF mit einem
Schichtwiderstand von ungefähr 60 Ω/Sq ergab. Zur Passivierung der p + -dotierten Oberfläche des
Bor-BSFs wurde ein etwa 20 nm dickes Siliziumoxid aufgewachsen. Im Anschluss wurde ein
Siliziumnitrid als Antireflexions- und Schutzschicht abgeschieden. Der offene Rückkontakt wurde mit

96
einer aluminiumhaltigen Silber-Paste im Siebdruckverfahren hergestellt. Optisch sieht die so
entstandene Solarzelle von beiden Seiten gleich aus. Eine Durchbiegung der Wafer beim
Kontaktsintern (im Vergleich zur herkömmlichen ganzflächigen Metallisierung der Rückseite mit
Aluminium) konnte selbst bei bis zu 150 µm dünnen Wafer nicht beobachtet werden, womit das
Konzept für dünne Wafer geeignet ist. Bei einseitiger Beleuchtung konnten Wirkungsgrade von 16,1%
auf Wafern aus 75% Solarsilizium erreicht werden. Damit konnte gezeigt werden, dass sich
Wirkungsgrade vergleichbar mit einem Aluminium-BSF erzielen lassen. Als zusätzlichen Bonus kann
eine bifaciale Solarzelle auch das Licht auf der Rückseite einsammeln. Bei voller Beleuchtung von der
Rückseite erreichen die Solarzellen noch etwa 60% - 80% ihrer normalen Leistung. Bei rückseitiger
Beleuchtung haben die Bor-BSF-Solarzellen die Charakteristik einer Rückkontaktsolarzelle.
Mit einem leicht modifizierten Solarzellenprozess konnte gezeigt werden, dass das Bor-BSF Konzept
auch für monokristallines Silizium interessant ist. Die ersten Ergebnisse auf Cz-Silizium sind viel
versprechend und motivieren zu einer weiteren Anpassung und Optimierung des Prozesses an das
monokristalline Silizium.
Anhand von Simulationen mit dem Programm PC1D wurden die Solarzellen weiter analysiert. Damit
konnte zunächst die Ausgangsleistung der Solarzellen bei bifacialer Beleuchtung abgeschätzt werden.
Mit der Simulation konnte gezeigt werden, dass man mit einer Installation der Solarzellen mit
möglichst voller Einstrahlung von der Vorderseite die maximale Ausgangsleistung erreicht. Der
Gewinn durch das zusätzliche Einsammeln des Streulichts auf der Rückseite konnte mit den
Simulationen abgeschätzt werden. Des Weiteren zeigte sich dass sich die Ausgangsleistung bei
Verwendung dünnerer Solarzellen (bis zu 80-100µm) weiter steigern lässt.
Messungen mit einem Modul, bestehend aus nur einer Solarzelle unter realen Bedingungen zeigten
einen Leistungsgewinn von durchschnittlich 20% im Verlauf eines Tages durch die bifaciale
Eigenschaft des Moduls im Vergleich zu einem monofacialen Modul. Dabei wurde eine konventionelle
Aufstellung des Solarmoduls gewählt, die keine zusätzlichen Installationskosten erfordert, ähnlich zu
vielen bestehenden Solaranlagen. Bei einem monofacialen Industriemodul mit einem typischen
Wirkungsgrad von 15%, müsste man, um eine Steigerung der Ausgangleistung von 20% zu erreichen,
den Wirkungsgrad der Solarzellen von ~15% auf ~18% erhöhen!
In Zusammenarbeit mit der kanadischen Firma Day4Energy wurde aus den hier entwickelten Cz-
Solarzellen ein bifaciales Modul mit der neuartigen Kontaktierungsmethode dieser Firma hergestellt.
Hierbei werden die siebgedruckten Finger direkt über Drähte und nicht über die Busbars kontaktiert.
Dies ermöglicht die Herstellung von Modulen mit besseren Füllfaktoren im Vergleich zur
herkömmlichen Modulherstellung. Des Weiteren konnte die gleichzeitige Verwendung von p-und n-Typ
Solarzellen in einem Modul demonstriert werden.
Zusammenfassend konnte gezeigt werden, dass bifaciale Solarzellenkonzepte ein großes Potential
zur Steigerung der Ausgangsleistung auch von terrestrischen Solaranlagen haben und sich auch auf
multikristallinen Siliziumwafer realisieren lassen. Mit industrienahen Herstellungsmethoden konnte ein
Solarzellenprozess realisiert werden, der für Solarsilizium geeignet ist und die Prozessierung dünner
Wafer erlaubt.

Anhang 97
Anhang
Übersicht Bifaciale Solarzellen
Der folgende Anhang soll einen kurzen Überblick über bifaciale Solarzellen geben. Eine
Zusammenfassung über die frühe Geschichte der bifacialen Solarzellen findet man in [1]. Das Prinzip
der bifacialen Zelle, die Licht sowohl von der Vorder- als auch von der Rückseite einsammelt, wurde
1960 (erschienen 1966) zum Patent [65] angemeldet (siehe Abbildung 4.48). Im Folgenden werden
einige ausgesuchte Konzepte für bifaciale Solarzellen kurz vorgestellt, für eine ausführliche
Beschreibung sei auf die angeführte Literatur verwiesen.
Abbildung 4.48: Zweiseitige Solarzelle aus dem Patent von 1966, 1 = n-Typ Si, 2 und 2’ = p-Typ
Emitter, 3 und 4 = Metallkontakte [65].
Kommerziell sind momentan bifaciale Module der Firmen Sanyo, Sharp und Sunpower erhältlich. Bei
den Modulen der Firma Sanyo kommen bifaciale HIT-Solarzellen zum Einsatz. Die Struktur der HIT-
Zelle ist in Abbildung 4.49 gezeigt. Verwendet werden monokristalline n-Typ Silizium-Wafer. Der
pn-Übergang und das BSF werden durch Abscheiden eines amorphen Siliziums realisiert. Die
Metallkontakte und das transparente, leitende Oxid (TCO: englisch: transparent conductive oxide)
werden gesputtert. Alle Prozessschritte werden bei Temperaturen unter 200°C durchgeführt. Der
Wirkungsgrad beträgt 21.9% auf der Frontseite. [59].
Abbildung 4.49: Die Struktur der HIT Solarzelle der Firma Sanyo [59].

98
Auch die Rückkontaktsolarzelle der Firma Sunpower gibt es in einer bifacialen Version (siehe
Abbildung 4.50). Verwendet werden FZ n-Typ Siliziumwafer, deren Frontseite texturiert und passiviert
ist. Sowohl der Basiskontakt als auch der Emitter mit Metallkontakt befinden sich auf der Rückseite.
Die Abschattung der Rückseite durch die Kontakte beträgt ungefähr 30%. Auf der Frontseite wird ein
Wirkungsgrad von 21.9% und auf der Rückseite von 13,9% erreicht [66].
Abbildung 4.50: Struktur der bifacialen Rückkontaktsolarzelle der Firma Sunpower [66].
Bei der konventionellen Burried Contact (BC englisch: vergrabene Kontakte)-Solarzelle befindet sich
der Emitterkontakt in Gräben, die mit einem Laser in den Wafer geschnitten werden. Die
Kontaktierung der hochdotierten Gräben erfolgt mittels Nickel/Kupferplatierung. Die monofaciale BC-
Zelle hat auf der Rückseite einen ganzflächigen Aluminiumkontakt. Bei der bifacialen BC-Zelle
befinden sich auch auf der Rückseite Gräben, die mit Bor dotiert sind. Die Struktur der bifacialen BC-
Zelle ist in Abbildung 4.51 gezeigt. Der Wirkungsgrad auf FZ Siliziumwafern beträgt 17.7% bei
frontseitiger Beleuchtung.
Abbildung 4.51: Schematisches Diagramm der zweiseitigen BC-Solarzelle [67].
Einen ganz anderen Ansatz verfolgt das Slivermodul (siehe Abbildung 4.52). Hier werden dünne
Streifen aus einem speziell prozessierten FZ-Wafer ausgeschnitten. Auf den Waferoberflächen
befinden sich die Kontakte. Die dünnen Streifen aus dem ~1 mm dicken Wafer werden um 90° gedreht
und dann von einem Roboter in einem Modul zusammengesetzt. Der Vorteil besteht in einem
geringen Verbrauch von Silizium pro Modul bzw. Wattpeak. Die Slivermodule können Licht von beiden
Seiten einsammeln. Außerdem ist der Abstand, in dem die Streifen im Modul zusammengesetzt
werden, variabel, wodurch die Transparenz des Slivermoduls variiert werden kann [68] [69].

Anhang 99
Abbildung 4.52: Schematische Ansicht der Sliverzelle: aus einem Wafer werden viele kleine Zellen
ausgeschnitten, die dann wieder im Modul zusammengeschaltet werden [69].
Für die bisher aufgeführten Beispiele wurden in der Regel Wafer aus monokristallinem Silizium (FZ
oder Cz) prozessiert. Vor allem die Konzepte mit einseitigem Emitter profitieren von der guten
Materialqualität und der hohen Diffusionslänge. Auf multikristallinem Silizium sind bifaciale Konzepte
deshalb weniger verbreitet.
Ein Vertreter auf multikristallinem Silizium ist das von Warabisako vorgestellte [70] Triodenkonzept
(siehe Abbildung 4.53) . Auf der Rückseite der Zelle werden die Emitterbereiche von den
Basiskontakten durch selektives Rückätzen mittels im Siebdruckverfahren aufgebrachten Ätzpasten
getrennt. Der Emitter wird sowohl auf der Frontseite als auch auf der Rückseite kontaktiert. Der
Wirkungsgrad beträgt 15.9% auf der Frontseite und 9.2% auf der Rückseite.
Abbildung 4.53: Schematische Ansicht der Solarzelle mit beidseitigem Emitter [70].

100
Eine weitere bifaciale Solarzelle ist die an der Universität Konstanz entwickelte Powerzelle, die zudem
eine semitransparente Solarzelle ist (Abbildung 4.54). Auf beiden Seiten werden senkrecht zueinander
tiefe Gräben in den Wafer gesägt. An den Stellen, an denen sich die Gräben schneiden, entstehen
kleine Löcher, die das Licht durchlassen. Je nach Geometrie der Gräben kann die Transparenz der
Zellen variiert werden. Die Kontakte befinden sich auf breiten Stegen, die von der Säge ausgespart
wurden. Mit diesem Konzept wurden Wirkungsgrade von 11,3% auf Cz und 10,8% auf mc-Silizium
(Zellfläche 10x10cm²) bei einer Transmission von 20% erreicht [46].
Abbildung 4.54: Schematische Ansicht der bifacialen Powerzelle [46].
Weitere bifaciale Solarzellenkonzepte befinden sich in einer Übersicht von [71].

Anhang 101
Liste der Abkürzungen:
SoG
FZ
Cz
MG
ARC
BSF
PECVD
TCO
ECV
LBIC
SRV
µ-PCD
IQE
EQE
REF
TRANS
Solar Grade
Float Zone
Czochralski
Metallurgical Grade
Antireflection Coating
Back Surface Field
Plasma Enhanced Vapour Dposition
Transparent Conductive Oxide
Electrochemical Capacitance Voltage
Light Beam Induced Current
Surface Recombination Velocity
microwave-detected photoconductance decay measurement
Interne Quantenausbeute
Externe Quantenausbeute
Reflexionskoeffizient
Transmissionskoeffizient

102
Liste der verwendeten Symbole:
FF
J sc
V oc
η
L eff
L bulk
Füllfaktor
Kurzschlussstromdichte
Leerlaufspannung
Wirkungsgrad
effective Diffusionslänge
Diffusionslänge im Volumen
τ Vol
Volumenlebensdauer
α
X L
R s
R sh
Absorptionskoeffizient
Absorptionslänge
Serienwiderstand
Parallelwiderstand
R sheet Schichtwiderstand
J 01
J 02
J Ph
N
N s
D
E a
P mPP
Diodenstrom der ersten Diode
Diodenstrom der zweiten Diode
Photostrom
Ladungsträgerkonzentration
Oberflächenladungsträgerkonzentration
Diffusionskoeffizient
Aktivierungsenergie
Leistung am maximalen Power Point
V mPP Spannung am maximalen Power Point
I mPP
Strom am maximalen Power Point

Literaturverzeichnis 103
Literaturverzeichnis
[1] Cuevas, A., The early history of bifacial solar cells. Proc. 20 th EPVSC Barcelona, 2005:
Seite 801-805.
[2] Hirchman, W.P. and m. Schmela, Silicon shortage-so what! Market survey on cell and module
production 2005. Photon International, 2006. 3: Seite 100-125.
[3] Homan, G. and S.C. Hemlock, Silicon Supply options for the PV industrie. Proc. 3 rd Solar
Silicon Conference, Munich, Germany, 2006: Präsentation.
[4] Schlummberger, A., (K)ein historischer Augenblick. Photon, 2006. 09: Seite 14-16.
[5] Götzberger, A., B. Voß, and J. Knobloch, Sonnenenergie: Photovoltaik. Teubner
Studienbücher. 1997: Teubner.
[6] Friestad, K., et al., Solar Grade Silicon from Metallurgical Route. Proc. 19 th European PVSEC
Paris, 2004: Seite 568-571.
[7] Hahn, G. and A. Schönecker, New crystalline silicon ribbon materials for photovoltaics. Journal
of Physics: Condensed Matter, 2004, 16: Seite 1615-1648.
[8] Hilleringmann, U., Silizium-Halbleitertechnologie. 1999, Teubner.
[9] Hauser, A., et al., A simplified process for isotropic textturing of mc-Si. Proc. 3 rd WCPSEC
Osaka Japan, 2003: Seite 1447-1450
[10] Schumacher, Process guidelines for using Phosphorus Oxychloride as n-type silicon dopant.
Produktbeschreibung, 1993.
[11] Hauser, A., et al., Comparison of different techniques for edges isolation. Proc. 17 th European
Photovoltaic Solar Energy Conference Munich 2001, 2001.
[12] Delahaye, F., et al., Edge Isolation: Innovative Inline Wet Processing -Ready for Industrial
Production. Proc. 19 th European PVSEC Paris, 2003: Seite 416-418.
[13] Wyers, P., Photovoltaics. status and Perspectives. Vortrag: Gründungsfeier ISC Konstanz,
2006.
[14] Buonassisi, T., et al., Engineering metal-impurity nanodefects for low-cost solar cells. Nature
Materials, 2005.
[15] Peter, K., et al., Inverstigation of multicrystalline silicon solar cells from solar grade silicon
feedstock. Proc. 20 th EPVSC Barcelona, 2005: Seite 615-618.
[16] Blood, P., Capacitance-volatge profiling and the characterisation of III-V semiconductors using
electrolyte barriers. Semiconductor Science & Technology, 1986. 1: Seite 7-27.
[17] Tool, C.J.J., et al., Almost 1% absolute efficiency increase in mc-Si soilar cell manufacturing
with simple adjustments to the processing sequence. Proc. 21 th EUPVSC Dresden Germany,
2006.
[18] Clugston, D. and P.A. Basore, PC1D Version 5: 32-Bit solar cell modeling on personal
computers. Proc. 26 th IEEE Anaheim California, 1997: Seite 207-210.

104
[19] Basore, P.A., Extended spectral analysis of internal quantum efficiency. Proc. 23 rd IEEE PVSC
Louisville, USA, 1993: Seite 147-152.
[20] Koenen, H.S.S., Präzisionssiebe für den technischen Siebdruck. Produktkatalog, 2003.
[21] Raabe, B., et al., High aspect ratio screen printed fingers. Proc. 20 th EPVSC Barcelona, 2005:
Seite 930-933.
[22] Schneider, A., et al., Mechanical and Electrical Characterisation of thin multi-crystalline Silicon
Solar Cells. Proc. 19 th European PVSEC Paris, 2004: Seite 496-499.
[23] Uematsu, M., Simulation of boron, phosphorus, and arsenic diffusion in silicon based on an
integrated diffusion model, and the anomalous phosphorus diffusion mechanism. Journal of
Applied Physics, 1997. 82(5): Seite 2228-2246.
[24] Goris, M.J.A.A., et al., Comparison of Emitters Diffused Using an IR Belt Furnace and a
POCl3 System. Proc. 17 th European Photovoltaic Solar Energy Conference Munich 2001,
2001: Seite 1535-1538.
[25] Krygowski, T. and A. Rohatagi, Simultaneous P and b diffusion, in situ surface passivation,
impurity filtering and gettering for high efficiency silicon solar cells. Proc. 26 th IEEE Anaheim
California, 1997: Seite 19-24
[26] Biro, D., et al., Screen printed selective emitters prepared by fast and rapid thermal diffusion.
17 th European Solar Energy Conference and Exhibition, Munich, 2001: Seite 1593-1596
[27] Horzel, J., et al., A simple processing sequence for selective emitters. Proc. 26 th IEEE
Anaheim California, 1997: Seite 139-142.
[28] Benick, J., et al., PECVD PSG dopant source for industrial solar cells. Proc. 21 st EU PVSC
Dresden, 2006: im Druck.
[29] Voyer, C., et al., Progress in the use of sprayed phosphoric acid as an inexpensive dopant
source for industrial solar cells. Proc. 20 th EPVSC Barcelona, 2005: Seite 1415-1418.
[30] GLS Pforzheim / EFD Inc., Produktkatalog.
[31] filmtronics, Spin On Diffusants -Product information. product catalog. 1999, Butler PA:
filmtronics.
[32] Peter, K., Optische Charakterisierung von Halbleiterschichten, in Fakultät für Physik. 1993,
University Konstanz: Konstanz.
[33] Goris, M.J.A.A., A.W. Weeber, and J.H. Bultmann, Narrower distribution formulticrystalline
silicon solar cells by double sided emitter diffusion. Proc. 29 th IEEE PVSC New Orleans, 2002:
Seite 379-382.
[34] Schneider, A., et al., Comparison of gettering effects during phosphorus diffusion for one- and
double sided emitters. Proc. 31 st IEEE PVSC Lake Buena Vista, 2005: Seite 051-1054.
[35] Herzog, B. and K. Peter, Ultra-large 20 x20 cm² mc-Si solar cells: Improved cell process
resulting in efficiencies exceeding 15%. Proc. 21 th EUPVSC Dresden Germany, 2006: im
Druck.

Literaturverzeichnis 105
[36] Schneider, A., et al., Al BSF for thin screenprinted multicrystalline Si solar cells. Proc. 17 th
European Photovoltaic Solar Energy Conference Munich 2001, 2001: Seite 1768-1771.
[37] Huster, F., Aluminiumback surface field: Bow investigation and elimination. Proc. 20 th EPVSC
Barcelona, 2005: Seite 635-638
[38] Schumacher, Boron Tribromide as a p-type silicon dopant. Produktbeschreibung, 1991.
[39] Libal, J., et al., N-type multicrystalline silicon solar cells with BBr 3 -diffused front junction. Proc.
31 st IEEE PVSC Lake Buena Vista, 2005: Seite 1209-1203
[40] Koyanagi, K., et al., Improvement of minority carrier lifetimes in multicrystalline cast Si wafers
by boron gettering. Proc. 12 th PVSEC Jeju, Korea, 2001: Seite 275-276.
[41] Buck, T., et al., Large area screen printed n-type mc- Si solar cells with B-emitter: efficiencies
close to15% and innovative module interconnection. Proc. 4 th WCPEC Hawaii, USA, 2005:
Seite 2060-2063.
[42] Schumacher, Process guidelines for Trans-LC. Produktbeschreibung, 1991.
[43] Glunz, S.W., et al., Comparison of different dielectric passivation layers for application in
industrially feasible high efficiency crystalline silicon solar cells. Proc. 20 th EPVSC Barcelona,
2005: Seite 572-577.
[44] Stocks, M., A. Blakers, and A. Cuevas, Multicrystalline silicon solar cells with low rear surface
recombination. Proc. 26th IEEE Anaheim California, 1997: Seite 67-70.
[45] Pernau, T., Lebensdauerbestimmung und ortsaufgelöste Messung der Quantenausbeute an
kristallinem Silizium, in Fakultät für Physik. 1999, Universität Konstanz: Konstanz.
[46] Kühn, R., Herstellung, Charkterisierung und Simulation semitransparenter, bifacialer
kristalliner Siliziumsolarzellen, in Fb Physik. 2000, Universität Konstanz: Konstanz.
[47] Joge, T., et al., Applications and field tests of bifacial solar cell modules. Proc. 29 th IEEE PVSC
New Orleans, 2002: Seite 1549-1552.
[48] Götzberger, A. and G. Walze, Application of Bifacial modules. TD 14 th PVSEC Bangkok,
Thailand, TD, 2004: p. 719-722.
[49] bp, s., Photovoltaik Projekt Flughafen München Terminal 2. Produktbeschreibung, 2004.
[50] Cuevas, A., et al., 50 per cent more output power from an albedocollecting flat panel using
bifacial solar cells. Solar Energy, 1982. 29(5): Seite 419-420.
[51] Hezel, R., Novel Applications of Bifacial Solar Cells. Progress in Photovoltaics: Research and
Applications, 2003. 11: Seite 549-556.
[52] Kopecek, R., et al., Module Interconnection with alternate p- and n- type Si solar cells. Proc.
21 th EUPVSC Dresden Germany, 2006: im Druck.
[53] Schneider, A., L. Rubin, and G. Rubin, Solar cell efficiency Improvement by new metallization
techniques- The day4 TM electorde concept. Proc. 4 th WCPEC Hawaii, USA, 2006: Seite 1095-
1098.

106
[54] Schneider, A., et al., A new approach in solar cell module interconnection technique resulting
in 5-10% higher module power output. Proc. 4 th WCPEC Hawaii, USA, 2006: Seite 2073-2076.
[55] Raabe, B., Elekm SoG, 2006, Elkem Präsentation.
[56] Lee, J.Y. and S.W. Glunz, Boron-back surface field with spin-on dopants by rapid thermal
processing. Proc. 19 th European PVSEC Paris, 2004: Seite 998-1001.
[57] Silva, J.A., et al., Progrss in the use of sprayed boric acid as dopant source for silicon ribbons.
Proc. 21 th EUPVSC Dresden Germany, 2006: im Druck.
[58] Schultz, O., S.W. Glunz, and G. Willeke, Multicrystalline silicon colar cells exceeding 20%
efficiency. Progress in Photovoltaics: research and Applications, 2004. 12: Seite 53-558.
[59] Taguchi, M., et al., HIT TM Cells- High efficiency crystalline Si cells with novel structure.
Progress in Photovoltaics: research and Applications, 2000. 8: Seite 503-513.
[60] Dauwe, S., et al., Experimental evidence of parasitic shunting in silicon nitride rear surface
passivated solar cells. Progress in Photovoltaics: Research and Applications, 2002. 10:
Seite 271-278.
[61] Cuevas, A., M.J. Kerr, and J. Schmidt, Passivation of crystalline silicon using silicon nitride.
Proc. 3 rd WCPSEC Osaka Japan, 2003.
[62] Janßen, L., et al., Thin bifacial multicrystalline solar cells for industrial production. Proc. 21 st
EU PVSC Dresden, 2006: im Druck.
[63] Romijn, I.G., et al., High efficiencies on mc-Si solar cells enabled by industrial firing through
rear side passivating SiN x :H. Proc. 21 th EUPVSC Dresden Germany, 2006: im Druck.
[64] Petres, R., et al., Improvements in the passivation of p+-Si surfaces by PECVD silicion carbide
films. Proc. 4 th WCPEC Hawaii, USA, 2006: Seite 1012-1015.
[65] Mori, H., Radiation enrgy trasducing device, in US Patent US 3278811. 1966.
[66] Zhou, C.Z., P.J. Verlinden, and R.A.S. Crane, R.M., 21.9% efficient silicon bifacial solar cells.
Proc. 26 th IEEE Anaheim California, 1997: Seite 287-290.
[67] Ghozati, S.B., et al., Improved fill-factor for the double-sided buried-contact bifacial silicon
solar cell. Solar Energy materials &Solar Cells, 1998(51): Seite 121-128.
[68] Blakers, A., et al., Sliver cells - a complete photovoltaic solution. Proc. 4 th WCPEC Hawaii,
USA, 2006: Seite 2181-2184.
[69] Weber, K., et al., The effect of bifacial sliver® module orientation on energy production. Proc.
19 th European PVSEC Paris, 2004: Seite 2792-2795.
[70] Warabisako, T., et al., Bifacial multicrystalline silicon solar cells. Proc. 23 rd IEEE PVSC
Louisville, USA:1993: Seite 248-251.
[71] Coello, J., C.d. Canizo, and A. Luque, Review on bifacialsolar cell structures for
industialization. Proc. 21 st EU PVSC Dresden, 2006: im Druck.

Eigene Publikationen 107
Eigene Publikationen:
Vorträge:
Andreas Kränzl, Radovan Kopecek, Kristian Peter, Andreas Schneider, Peter Fath
Industrial η=15.5% mc-Si solar cells with boron BSF and open rear contact
S. 781-784, Proceedings 20 th European PVSEC Barcelona, Spanien, 2005
Andreas Kränzl, Radovan Kopecek, Barbara Terheiden, Peter Fath
Bifacial solar cells on multi-crystalline silicon
S. 885-886, Technical Digest 15 th PVSEC Shanghai, China. 2005
Andreas Kränzl, Radovan Kopecek, Kristian Peter, Peter Fath
Bifacial solar cells on multi-crystalline silicon with boron BSF and open rear contact
S. 968-971, Proceedings 4 th WCPEC Hawaii, USA, 2006
Posterpräsentationen:
Andreas Kränzl, Andreas Schneider, Ihor Melnyk, Alexander Hauser, Eric Rüland, Peter Fath
Different aspects of back-surface field (BSF) formation for thin multi-crystalline silicon wafers
S.235-236, Technical Digest 14 th PVSEC Bangkok, Thailand, 2003
S.275-283, Asian Journal of energy & environment December 2004, Volume 5, Issue 4
Andreas Kränzl, Radovan Kopecek, Kristian Peter, Eric Rüland, Peter Fath
Low cost mc silicon solar cells with spray-/roll-on emitter
S. 1041-1043, Proceedings 19 th European PVSEC Paris, Frankreich, 2004
Andreas Kränzl, Martin Käs, Kristian Peter, Eric Enebakk
Future cell concepts for mc solar grade silicon feedstock material
Im Druck, Proceedings 21 th European PVSC, Dresden, Deutschland, 2006
Co Autor:
Andreas Schneider, Eric Rüland, Andreas Kränzl, Peter Fath
Mechanical and Electrical Characterisation of thin multi-crystalline Silicon Solar Cells
S. 496-499, Proceedings 19 th European PVSEC Paris, Frankreich, 2004
Eric Rüland, Bernhard Herzog, Andreas Schneider, Andreas Kränzl, Thomas Pernau, Ihor Melnyk,
Eckhard Wefringhaus, Peter Fath
Ultra large20x20cm 2 multicrystalline solar cells first experiments and limits for industrial solar cell
production
S. 1068-1070, Proceedings 19 th European PVSEC Paris, Frankreich, 2004
Thomas Pernau, Holger Knauss, Helge Haverkamp,Andreas Kränzl, Peter Fath
Summary of the BMWI-UKN project on innovative and cost-effective crystalline silicon solar cells with
new applications
S. 986-989, Proceedings 20 th European PVSEC Barcelona, Spanien, 2005
Radovan Kopecek, Thomas Buck, Andreas Kränzl, Joris Libal, Kristian Peter, Andreas Schneider, P.
Sanchez-Friera, I. Röver, K. Wambach, Eckhard Wefringhaus, Peter Fath,
Module Interconnection with alternate p- and n- type Si solar cells
Im Druck, Proceedings 21 th European PVSC Dresden, Deutschland, 2006

108
Danksagung
An dieser Stelle möchte ich mich bei allen bedanken, die zum Gelingen dieser Arbeit beigetragen
haben. Meinen besonderen Dank gilt:
Prof. Dr. Ernst Bucher für die freundliche Aufnahme an seinem Lehrstuhl und für die Betreuung meiner
Arbeit auch nach seiner Emeritierung.
Prof. Dr. Ulrich Rüdiger für die freundliche Übernahme der Zweitkorrektur und seine Mitwirkung in der
Prüfungskommission.
Dr. Giso Hahn und Kristian Peter für die Leitung der Photovoltaikgruppe, sowie Dr. Peter Fath für die
kommissarische Leitung des Lehrstuhls.
Dr. Kristian Peter für die fachliche Betreuung und Unterstützung meiner Arbeit, sowie für die Leitung
der Projekte „Dünne Wafer“ und „SoSiMet“. Außerdem für seine freundliche Art, die vielen fachlichen
Diskussionen und das Korrekturlesen meiner Arbeit.
Dr. Radovan Kopecek für die fachliche Betreuung, die stetige Hilfsbereitschaft und seine freundliche
und motivierende Art in den vielen Diskussionen. Außerdem für die Unterstützung beim Korrekturlesen
meiner Veröffentlichungen und meiner Arbeit.
Thomas Buck, Joris Libal und Jayaprasad Arumughan für die gute Zusammenarbeit und die lockere
Atmosphäre in der „Bor Diffusions-Interessengemeinschaft“.
Dr. Eckard Wefringhaus für die vielen Tipps und Hilfen bei allem was mit Chemie zu tun hatte und
darüber hinaus.
Axel Herguth für die vielen fachlichen Diskussionen und das Korrekturlesen der Arbeit.
Holger Knauss für die vielen fachlichen Diskussionen und die abwechslungsreiche Zeit außerhalb der
Arbeit beim Klettern.
Dr. Andreas Schneider für die gute Zusammenarbeit und für das Solarmodul mit der Day4Energy-
Verschaltung aus unseren Solarzellen.
Andreas Bentzen für die angenehme Zeit am IFE in Norwegen.
Stephan Eisert und Sibylle Ohl für die vielen BBr 3 - und POCl 3 -Diffusionen und Oxidationen.
Engelbert Lemp für die Unterstützung bei Zeichnungen und Konstruktionen.
Pedro Diaz und Anette Helfricht für die Unterstützung bei der Solarzellenprozessierung.
Mirco Müller für die gemeinsame Zeit in unserem Büro.
Frau Schellinger für die Hilfe im Sekretariat.
Bernd Raabe und Hamidreza Riazi-Nejad für die Unterstützung bei Computerproblemen.
Hannes Deuser und Raphael Gebs für ihren unermüdlichen Einsatz als Hiwis.

Danksagung 109
Allen Mitgliedern der Photovoltaikgruppe für die gute Zusammenarbeit und die angenehme
Arbeitsatmosphäre.
Beate Andreas und Beatrix Müller für Eliminierung von Rechtschreib- und Grammatikfehlern.
Meinen Eltern, die mich während meines ganzen Studiums unterstützt haben.