High-efficiency, thin-film- and concentrator solar cells from ...

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ETDE-DE—472

Fraunhofer lnstitutSolare Energiesysteme

RECEIVEDFFB 2 7 1997

AbschluBbericht des Forschungsvorhabens

High-efficiency, Dunnschicht- und

Konzentrator-Solarzellen aus

GalliumarsenidDISTRIBUTION OF THIS DOCUMENT IS UNLIMITED

FOREIGN SALES PROHIBITED 0nH/

Oktober 1996

DISCLAIMER

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AbschluGbericht des Forschungsvorhabens

High-efficiency, Diinnschicht- und Konzentrator-Solarzellen aus Galliumarsenid

Projektleiter: Prof. Dr. W. Wettling, Dr. A.W. Bett (Fraunhofer ISE)Prof. Dr. M. Pilkuhn, Dr. F. Scholz (UST)

Bearbeiter: Fraunhofer ISE: A. Baldus, U. Blieske, A. Blug, T. Duong,C. Schetter, G. Stollwerck, O. Sulima, A. Wegener UST: A. Dornen, G. Frankowsky, D. Haase, G. Hahn,A. Hangleiter, P. Stauss, C.Y. Tsai, K. Zieger

Redaktion: A.W. Bett, E. Schaffer

FOREIGN SALES PROMBfTH)

Oktober 1996

Das diesem Bericht zugrundeliegende Vorhaben wurde mit Mitteln des Bundesministeriums fur Bildung, Wissenschaft, Forschung und Technologie unter dem Forderkennzeichen 0328554C gefordert.Die Verantwortung fur den Inhalt dieser Veroffentlichung liegt bei den Autoren.

Fraunhofer-lnstitut fur Solare Energiesysteme ISEOltmannsstraBe 579100 FreiburgTelefon 0761 4588 0Fax 0761 4588 250

Berichtsblatt

1. ISBN 2. Berichtsart

AbschluBbericht4. Titel des Berichts

High-efficiency, Dunnschicht- und Konzentrator-Solarzellen aus Gailiumarsenid

5. Autoren (Name, Vorname)

Bett, Andreas, Dr.Wettling Wolfram, Prof. Dr.

6. AbschluBdatum des VorhabensMarz 19967. Veroffentlichungsdatum

Oktober 19968. Durchfuhrende Institution(en) (Name, Adresse)

Fraunhofer Institut fur Solare Energiesysteme OltmannsstraSe 5 79100 Freiburg

9. Ber.Nr. Durchfuhrende Institution

10. Forderkennzeichen0328554C11. Seitenzahl

14012. Literaturangaben

16713. Fordemde Institution (Name, Adresse)

Bundesministerium fur Bildung, Wissenschaft, Forschung und Technologie HeinemannstraBe 2 53175 Bonn

14. Tabellen25

15. Abbildungen

132

16. Zusatzliche Angaben

17. Vorgelegt bei (Titel, Ort, Datum)

18. KurzfassungDie Arbeiten zu dem hier vorliegenden AbschluBbericht warden am Fraunhofer Institut fur Solare Energiesysteme und an der Universitat Stuttgart, 4. Physikalisches Institut durchgefuhrt.Gegenstand des Projekts war die Herstellung hocheffizienter GaAs-Solarzellen und die Fertigung von Konzentratorsolarzellen. Dazu warden wesentliche Fortschritte bei der Materialpraperation, der Solar- zellentechnologie und der Material- und ProzeIBcharakterisierung erzielt. Diese Erfolge drucken sich in den erzielten Wirkungsgraden aus:

GaAs-Solarzelle hergestellt mit MOVPE-Technologie: 22.9 % auf 4 cm2 (AM1,5g)GaAs-Solarzelle hergestellt mit LPE-ER Verfahren: 22.8 % auf 4 cm2 (AM1,5g) GaAs-Konzentratorsolarzelle hergestellt mit LPE-ER Verfahren: 24.9 % bei C = 100xAM1,5d

- GaAs-Fresnellinsen-Konzentratormodul: Modulwirkungsgrad 20.1 % bei 793 W/m2 Einstrahlung. Ein weiterer Schwerpunkt der Arbeiten war die Epitaxie von GaAs auf Si-Substrat. Hier warden zwei alternative Realisierungsmdglichkeiten untersucht. Es warden mittels MOVPE-Technologie Verfahren entwickelt, urn die Defektdichte und Verspannung in der GaAs-Schicht zu minimieren. So wurde zusammen mit dem Verbundpartner ASE, Heilbronn eine "Parzellierungs"-technologie entwickelt, die zu einer verminderten RiBbildung in den epitaxierten GaAs-Schichten fuhrte. Durch gleichzeitige Optimierung der ubrigen Epitaxie- und ProzeBparamter konnte ein Wirkungsgrad von 16.6 % AMO auf einer 1 cm2 groBen Solarzelle erzielt warden.Des weiteren wurde die Hybrid-Epitaxie untersucht. Dabei wird mittels MOVPE eine GaAs-Schicht auf Si-Substrat abgeschieden. Die Solarzellenstruktur wird dann mit einer Niedertemperatur-LPE gewachsen. Bei diesem Verfahren traten unerwartete Schwierigkeiten auf, so daS grundlegende Experimente zur LPE-Technologie durchgefuhrt werden muBten. Bisher konnten mittels dieser Methode keine Solarzellen hergestellt werden.Zusatzlich warden Arbeiten zur Herstellung von GalnP-Solarzellen auf GaAs-Substrat durchgefuhrt.

19. Schlagworter

GaAs-Solarzellen, Konzentrator-Solarzellen, LPE, MOVPE, GalnP-Solarzellen20. Verlag 21. Preis

Document Control Sheet

1. ISBN 2. Type of ReportFinal Report

4. Report Title

High-efficiency, thin-film- and concentrator solar cells from GaAs

5. Authors (Family Name, First Name)

Bett Andreas, Dr.Wettling Wolfram, Dr.

6. End of Project

March 19967. Publication Date

October 19968. Performing Organization^) (Name, Adress)

Fraunhofer Institut fur Solare Energiesysteme OltmannsstraGe 5 79100 Freiburg

9. Organisator's Report No.

10. Reference No.0328554C11. No. of Pages

14012. No. of References

16713. Sponsoring Agency (Name, Adress)

Bundesministerium fur Bildung, Wissenschaft, Forschung und Technoiogie HeinemannstraBe 2 53175 Bonn

14. No. of Tables

25

15. No. of Figures

132

16. Supplementary Notes

17. Presented at (Title, Place, Date)

18. AbstractThe work performed for this final report were carried out at the Fraunhofer Institute for Solar Energy Systems and at the University of Stuttgart, 4th Physical Institute.Main topic of the project was the manufacturing of highly efficient GaAs-solar cells and the fabrication of concentrator cells. During this process significant progress was made with the material preparation, the solar cell technology and the material and process characterisation. This succeeded in the following efficencies:- GaAs solar cell made by MOVPE technology: 22.9% on 4 cm2 (AM1.5g)- GaAs solar cell made by LPE-ER process: 22.8% on 4 cm2 (AM1.5g)

GaAs concentrator solar cell made by LPE-ER process: 24.9% at C=100xAM1,5d GaAs concetrator module with fresnel lenses: module efficiency 20.1 % (under irradiation of 793 W/m2)

Another main focus was the epitaxy of GaAs on Si substrate. Two different approaches were investigated. Together with the cooperation partner ASE, Heilbronn a selective growth technology was developed that led to a decreased crack formation. By a simultanous optimization of the other epitaxy and process parameters, the efficiency was increased up to 16.6% AMO on 1 cm2 solar cells. Furthermore a hybrid epitaxy was investigated. A GaAs layer was deposited onto a Si substrate using MOVPE. The solar cell structure was grown with a low temperatue LPE. Unexpected difficulties appeared with this process, so that fundamental experiments needed to be done with the LPE technology. So far, no solar cells could be manufactured with this method.In addition, work was performed on GalnP solar cells on GaAs substrate. An efficiency of 15.7% (AMO)was acchieved.

19. Keywords

GaAs solar cells, concentrator solar cells, LPE, MOVPE, GalnP solar cells20. Verlag 21. Preis

Inhaltsverzeichnis

Zusammenfassung 1

1 Einleitung 2

2 GaAs - Homoepitaxie, Materialuntersuchungen und Solarzellen 3

2.1 Wachstum von GaAs mittels MOPVE (UST) 3

2.2 Wachstum von GaAs mittels LPE (Fraunhofer ISE) 6

3 Heteroepitaxie von GalnP und GaAs 17

3.1 Wachstum von GalnP auf GaAs-Substrat mittels MOVPE (UST) 17

3.1.1 GaAs-Solarzelle mit GalnP-Fensterschicht 17

3.1.2 GalnP-Solarzelle 18

3.2 GaAs-Heteroepitaxie 21

3.2.1 MOVPE von GaAs auf Si (UST) 21

3.2.2 Heteroepitaxie mittels LPE/MOVPE-Hybrid-Epitaxie auf Si-Substrat (Fraunhofer ISE) 36

3.2.3 GaAs-Solarzellen auf Ge-Substrate (UST) 60

4 GaAs-Konzentratorsolarzellen (Fraunhofer ISE) 62

4.1 Solarstrahlung und Nachfuhrung 62

4.2 Das Verhalten von Solarzellen unter konzentriertem Licht 74

4.3 Optimierung der GaAs-Konzentratorsolarzellenstruktur 86

4.4 Design von Gridstrukturen fur Konzentratoranwendung 94

4.5Zn-NachdiffusionsprozeBs zur Reduzierung des Kontatkwiderstandes 103

4.6 Messungen der Solarzellenparameter unter konzentriertem Licht 113

4.7 Konzentratormodul und Kuhlung 120

5 Literatur 128

6 Anhang 138

Zusammenfassung 1

ZusammenfassungDie Arbeiten zu dem hier vorliegenden AbschluGbericht des Projektes "High-Efficiency-, Dunnschicht- und Konzentrator-Solarzellen aus Galliumarsenid" warden am Fraunhofer Institut fur Solare Energiesysteme, Freiburg (Fraunhofer ISE) und an der Universitat Stuttgart, 4. Physikalisches Institut (LIST) durchgefuhrt.

Gegenstand des Projekts war die Herstellung hocheffizienter GaAs-Solarzellen und die Fertigung von Konzentratorsolarzellen. Dazu wurden wesentiiche Fortschritte bei Materialpraperation (Epitaxie: MOVPE, LPE), Solarzellentechnologie (Kontakte, Antireflexschichten, Parzellierung) und auch bei der Material- und ProzeBcharakterisierung erzielt. Diese Erfolge drucken sich in den erzielten Wirkungsgraden aus:

GaAs-Solarzelle hergestellt mit MOVPE-Technologie: 22.9 % auf 4 cm2 (AM1.5g) GaAs-Solarzelle hergestellt mit LPE-ER Verfahren: 22.8 % auf 4 cm2 (AM1.5g) GaAs-Konzentratorsolarzelle hergestellt mit LPE-ER Verfahren: 24.9 % bei C = 100xAM1.5d GaAs-Fresnellinsen-Konzentratormodul (12 Zellen in Serienverschaltung): Modulwirkungs- grad 20.1 % bei 793 W/m2 Einstrahlung.

Mit den erzielten Wirkungsgraden konnten die Zielvorgaben des Projektes erreicht werden.

Ein weiterer Schwerpunkt der Arbeiten war die Epitaxie von GaAs auf Si-Substrat. Hier wurden zwei alternative Realisierungsmoglichkeiten untersucht. Bei UST wurden mittels MOVPE-Technologie Verfahren entwickelt, urn die Defektdichte und Verspannung in der GaAs-Schicht zu minimieren. So wurde zusammen mit dem Verbundpartner ASE, Heilbronn eine " Parzellie- rungs"-technologie entwickelt, die zu einer verminderten RiBbildung in den epitaxierten GaAs- Schichten fuhrte. Durch gleichzeitige Optimierung der ubrigen Epitaxie- und ProzeBparamter konnte ein Wirkungsgrad von 16.6 % AMO auf einer 1 cm2 groBen Soiarzelle erzielt werden.

Am Fraunhofer ISE wurde die Hybrid-Epitaxie untersucht. Da bei wird mittels MOVPE eine GaAs- Schicht auf Si-Substrat abgeschieden (bei UST). Die Solarzellenstruktur wird dann mit einer Niedertemperatur-LPE gewachsen. Bei diesem Verfahren traten unerwartete Schwierigkeiten auf, so daB grundlegende Experimente zur LPE-Technologie durchgefuhrt werden muBten. Bis- her konnten mittels dieser Methode keine Solarzellen hergestellt werden.

Zusatzlich wurden Arbeiten zur Herstellung von GalnP-Solarzellen auf GaAs-Substrat durchgefuhrt (UST). Hierbei wurde ein Wirkungsgrad von 15.7 % (AMO) erzielt. GalnP kann a Is Ober- zelle in einer monolithischen Tandemanordnung (GalnP/GaAs) eingesetzt werden.

Insgesamt konnten die im Forschungsvorhaben definierten Ziele in alien wesentlichen Punkten erfolgreich abgeschlossen werden.

2 1 Einleitung

1 EinleitungGaAs ist nach Si das zweitwichtigste Halbleitermaterial fur die Mikroelektronik. Diese S tel lung nimmt GaAs auch bei der Solarzellenentwicklung ein. GaAs hat hier zusatzlich eine herausra- gende Stellung, da mit diesem Material theoretisch die hochsten Wirkungsgrade erzielt werden konnen. Tatsachlich wurde der hochste Wirkungsgrad einer Solarzelle von 25.1 % auch fur GaAs gemessen. Neben dem hoheren Wirkungsgradpotential besitzt das Material GaAs noch weitere Vorteile:

GaAs ist ein direkter Halbleiter. Es genugen daher einige wenige pm urn das Sonnenlicht vollstandig zu absorbieren. GaAs ist somit eine echte Dunnschichtzelle.Als Folge des Bandabstandes (1.42 eV) kann die Solarzelle auch bei hoheren Temperaturen mit geringeren Verlusten als z.B. eine Si-Solarzelle betrieben werden. Das pradestiniert GaAs-Solarzellen fur die Konzentrator- und Weltraumanwendung.Zusatzlich besitzt GaAs eine hdhere Elektronen- und Protonenstrahlenfestig keit, weshalb die GaAs-Solarzellen derzeit vorwiegend im Weltraum zur Anwendung kommen.GaAs ist ein binarer Verbindungshalbleiter. Mittels Epitaxie konnen auf GaAs-Substraten ternare und quarternare Verbindungshalbleiter hergestellt werden. Dies erdffnet die Mdglichkeit Materialparameter wie Gitterabstand oder Bandlucke einzustellen. Dies ist von besonderer Bedeutung bei der Herstellung von Tandemsolarzellen.

Trotz der vielen positiven Eigenschaften hat GaAs einen wesentlichen Nachteil gegenuber Si. Der Materialpreis ist ca. um einen Faktor 10 hoher, was sich besonderes fur groBflachige Bau- elemente wie Solarzellen auswirkt. Daher werden GaAs-Solarzellen terrestrisch bisher nicht eingesetzt. Fur die Weltraumanwendung sind die genannten Vorteile so wesentlich, daB der GaAs- Solarzellen-Marktanteil standig wachst.

Fur terrestrische Anwendungen muB daher in erster Linie das Kostenreduktionspotenial ausge- schopft werden. Dazu sind prinzipiell zwei Wege oder auch die Kombination beider mdglich. Da nur einige pm GaAs-Material notwendig sind, bietet sich eine Heteroepitaxie auf billigerem Substrat wie zum Beispiel Si an. Als zweiter Weg kommt eine Anwendung als Konzentrator- solarzelle in Frage. Bei einer Anwendung als Konzentratorzelle wird die bendtigte Halbleiter- flache um ca. den Konzentrationsfaktor kleiner. Bei Konzentrationsfaktoren < 500 ist fur GaAs- Zelien eine passive Kuhlung ausreichend, so daB keine zusatzlichen Systemkosten auftreten. Allerdings mussen zusatzlich Kosten fur die Nachfuhrung und fur die Konzentratoren berucksichtigt werden.

Im Rahmen dieses Projektes wurden neben der Entwicklung von GaAs-Solarzellen auf GaAs- Substrat beide genannten Wege untersucht. Die Arbeiten zur Herstellung von GaAs-Solarzellen auf GaAs-Substrat sind in Kapitel 2 beschrieben. Da bei wird zwischen Solarzellenstrukturen unterschieden die mittels MOVPE-Technologie (UST) und LPE-Technologie (Fraunhofer ISE) hergestellt wurden. Durch diese Arbeiten konnte gezeigt werden, daB die Fertigung hoch effizien- ter GaAs-Solarzellen mdglich ist.

In Kapitel 3 werden die Ergebnisse zur Heteroepitaxie diskutiert. Zunachst wird das Wachstum von GalnP-Solarzellen auf GaAs-Substrat erlautert. Diese Ergebnisse sind von besonderer Bedeutung fur die monolithische GalnP/GaAs Tandemstruktur. Der uberwiegende Teil dieses Kapitels beschaftigt sich mit der Heteroepitaxie von GaAs auf Si. Es werden die Ergebnisse mittels MOVPE (UST) und der Hybrid-Epitaxie (Fraunhofer ISE) vorgestellt. SchlieBlich wurden auch noch Untersuchungen zur Heteroepitaxie von GaAs auf Ge-Substrat durch gefuhrt.

Kapitel 4 beschaftigt sich mit der Herstellung von GaAs-Konzentratorsolarzellen und die Entwicklung der notwendigen Technologieschritte.

Im Anhang ist eine Publikationsliste mit alien im Zusammenhang mit diesem Projekt entstande- nen Veroffentlichungen beigefugt.

2 GaAs-Homoepitaxie, Materialuntersuchungen und Solarzellen 3

2 GaAs-Homoepitaxie, Materialuntersuchungen und Solarzellen2.1 Wachstum von AIGaAs/GaAs-Schichten mittels MOVPE (UST)a) Einzelschichten und Teststrukturen

Grundvoraussetzung fur die Erzielung aussagekraftiger Solarzellenergebnisse ist die reproduzierbare Abscheidung qualitativ hochwertiger Einzelschichten. Das Verfahren der metallorganischen Gasphasenepitaxie (MOVPE) bietet hierzu die besten Voraussetzungen, ebenso stand uns in der im Vorlauferprojekt beschafften Aixtron-Epitaxie-Anlage (AIX 200) eine verlaBIiche Appa- ratur zur Verfugung, die dem Stand der Technik entspricht. Diese Anlage ermoglichte die Epita- xie auf ein oder zwei 2"-Substraten. Die Versuche wurden bei reduziertem Reaktordruck von 50 hPa und typischen Epitaxiebedingungen durchgefuhrt, als Quellen wurden die Alkyle TMGa, TMAI und TMIn sowie die Hydride AsH3 und PH3 eingesetzt. Zur p- und n-Dotierung standen DMZn und H2Se zur Verfugung.

GaAs-Einzelschichten wurden vor allem zur Kontrolle der Epitaxie-Anlage und der Quellen abgeschieden. Sie wiesen hervorragende elektrische und optische Eigenschaften auf. Wir konnten reproduzierbar Ladungstragerkonzentrationen um 1x1015 cm*3 mit Beweglichkeiten von mehr als 50.000 cmWs (bei 77K) in Hall-Experimenten messen. Tieftemperatur-Photolumineszenz- Spektren zeigten scharfe exzitonische Linien, bei Raumtemperatur fanden wir Linienbreiten von 25 meV fur die bandkantennahe Linie.

Als Teststruktur insbesondere zur Charakterisierung der Qualitat der Quellenmaterialien nach dem Austausch von Bubblern oder Gasflaschen wurde eine Al0 2Ga0.8As-Einzelschicht abgeschieden. Sowohl die elektrischen Daten als auch die Photolumineszenz-lntensitat solcher Pro- ben reagieren sehr sensitiv auf Verunreinigungen. In Hall-Experimenten konnten wir in der Regel Elektronen-Beweglichkeiten von mehr als 6000 cm2/Vs und -Konzentrationen um 1x1016 cm'3 messen. Neben der Donator-Akzeptor-Linie, die bei solchen Al-Gehalten in der Regel das Photo- lumineszenz-Spektrum dominiert, zeigten diese Proben eine vergleichsweise intensive bandkantennahe exzitonische Linie mit einer sehr schmalen Halbwertsbreite von unter 5 meV bei 2 K (Abb. 2.2.1). Mehrmals wurden Reinheitsprobleme neu angelieferter AsH3-Flaschen mit Hilfe dieser Teststruktur umgehend erkannt, so daB dadurch "unnotige" Experimente mit verunreinigten Quellen auf ein Minimum begrenzt werden konnten.

1.0 -

0.8 —

0.6 -

0.4-

Exziton0.2 -

0.0 -

Energie [eV]

Abb. 2.2.1: Tieftemperatur- Photolumineszenz-Spektrum einer AI0.2Gaa8As-Testschicht.

Messungen an GaAs-AlGaAs-Doppelheterostrukturen mittels zeitaufgeldster Photolumineszenz bestatigten die hervorragende Qualitat der Epitaxiefilme. Wir fanden Zerfallszeiten um 2 psec bei Raumtemperatur, im wesentlichen begrenzt durch die Qualitat der AlGaAs-Barrieren bzw. der Heterogrenzflachen.

4 2 GaAs-Homoepitaxie, Materialuntersuchungen und Solarzellen

Die AIGaAs-Fensterschicht einer Solarzelle stellt mit ihrem hohen Al-Gehalt von 80% ebenfalls eine groBe Herausforderung an die Reinheit der Epitaxie-Anlage und der Quellen dar. Auch hier konnten wir reproduzierbar hochwertige Schichten abscheiden. Als Kriterium wurde vor allem die Leitfahigkeit hoch p-dotierter Schichten herangezogen. Die Schichten wiesen bei Locherkon- zentrationen von 3x1018 cm'3 befriedigende spezifische Widerstande von 7x1 O'2 Qcm auf.

Insgesamt zeigten unsere Untersuchungen, daB die Qualitat der Einzelschichten und einfachen Heterostrukturen reproduzierbar auf hohem Niveau gehalten warden konnte, so daB weitere OptimierungsmaBnahmen nicht notwendig waren.

b) Solarzellen

Bei den Untersuchungen von GaAs-Solarzellenstrukturen auf GaAs-Substraten stand die Steige- rung des Wirkungsgrades der Solarzellen im Vordergrund. Der prinzipielle Schichtaufbau ist in Abbildung 2.1.2 dargestellt.

Abb. 2.1.2: Schematischer Schichtaufbau von GaAs- Solarzellen auf GaAs-Substrat mit AlGaAs/GaAs-BSF- Schichten und Ala8Ga02As-Fensterschicht.

weist die Struktur eine p-dotierte Al0 8Gao.2As-Fenster- schicht auf, urn Ladungstragerverluste durch Oberflachenrekombination zu unterdrucken. Im Hinblick auf eine prinzipielle Verbesserung der GaAs-Solarzellen wurden Untersuchungen zum Einfugen der in Abbildung 2.1.2 dargestellten n+-AlGaAs/GaAs-BSF-Schicht (BSF = back surface field) gemacht (s.u.).

Die Epitaxie erfolgte in der Regel auf quadratischen GaAs-Substraten (GroBe 45 x 45 mm2), die gut fur den weiteren BauelementprozeB geeignet sind. Unser Suszeptor erlaubte die Epitaxie von 2 solchen Substraten gleichzeitig, so daB ein Wafer komplett fur die Prozessierung zur Ver- fugung stand, wahrend der 2. Wafer fur erganzende Testmessungen (vor allem CV-Profilome- termessungen zur Kontrolle der Dotierung) herangezogen wurde. Der EpitaxieprozeB war fur den in Stromungsrichtung hinteren Wafer optimiert, beide Wafer unterschieden sich in ihren photovoltaischen Charakteristika aber nur unwesentlich. Die Epitaxiebedingungen entsprachen den bei den Einzelschichten optimierten Daten.

Diese Epitaxiestrukturen wurden meist bei der Fa. ASE (Heilbronn) zu Solarzellen prozessiert. Einige Strukturen fur Konzentrator-Anwendungen wurden am ISE prozessiert. Die Kontaktie- rung erfolgte auf der Vorderseite mit AuZn, auf der Ruckseite mit AuGe. Die Kontakte wurden zur Verringerung des Bahnwiderstandes mit Au gaivanisch verstarkt. Nach dem Aufsputtern der Kontakte wurden die Solarzellen auf dem GaAs-Wafer naBchemisch mit H3P04 : H202 : H20 (Verhaltnis 3:4:5) voneinander getrennt. Danach wurde die p+-GaAs-Cap Schicht mit NH4OH : H202 (1:20) geatzt und im allgemeinen eine einlagige Antireflexschicht (AR-Schicht) aus Si3N4 (n ~ 2, Dicke: 60 nm) aufgebracht. Zur besseren Lichteinkopplung in die Solarzellenstruktur wurden zum Teil auch doppellagige AR-Schichten aus MgF2/ZnO verwendet.

Ohmscher Kontakt - GaAs - Cap

AR - Coating

Neben dem zentralen pn-Obergang

30nm o1"- AIGaAs - Fenster0.3pm p+ - GaAs - Emitter

2.6pm n - GaAs - Basis

n+- AIGaAs/GaAs - BSF

1pm n+ - GaAs - Puffer

GaAs - Substrat

Ohmscher Kontakt


In konventionellen pn-Solarzellen ist die Rekombinationsgeschwindigkeit der Minoritatsladungstrager an der Ruckseite der Solarzelle an der Substrat-Epitaxie-Grenzflache sehr hoch. Wenn die Diffusionlangen der Minoritatsladungstrager vergleichbar oder groBer als die Basisdicke sind, folgt aus Betrachtungen der Kontinuitatsgleichungen der Minoritaten in der Basisregion, da(3 eine hohe Rekombinationsrate an der Ruckseite der Solarzelle den KurzschluBstrom und die Leerlaufspannung limitiert. Durch den Einbau von sogenannten Ruckseitenfeldern (engl. Back Surface Field, BSF) kann die Rekombination im Ruckseitenbereich der Solarzelle erniedrigt werden [FossumSO]. Diese BSF-Schicht wirkt elektrisch als Ladungstragerreflektor, so daB die Locher als Minoritatsladungstrager in der n-Basis in Richtung des pn-Ubergangs zuruckgetrieben werden und besser zum Gesamtstrom beitragen konnen. Im Fall von GaAs-Solarzellen wird fur die Herstellung von BSF-Schichten im allgemeinen das Halbleitermaterial AlxGa-,.xAs (x ~0.1...0.3) verwendet. Die Herstellung von relativ dicken Al-haltigen Schichten mittels MOVPE bereitet aber aufgrund von parasitarem Einbau von Sauerstoff und anderen Verunreinigungen einige Probleme [Martin91]. Dagegen lassen sich mittels MOVPE sehr einfach periodische AlxGa^xAs/GaAs-Schichtstrukturen herstellen, die ebenfalls als BSF-Reflektoren wirken und vergleichsweise bessere elektrische Eigenschaften aufweisen (vgl. Abb. 2.1.2).

Tabelle 2.1.1 zeigt Oaten von Hellkennlinienmessungen an GaAs/GaAs-Solarzellenstrukturen mit solchen periodischen BSF-Strukturen (Aufbau s. Tabelle). Wir erzielten dadurch eine deutliche Verbesserung der elektrischen Kenndaten. Die Reflexion der Locher in Richtung pn-Obergang macht sich in einer Erhohung des KurzschluSstroms bemerkbar. AuBerdem kommt es zu einer effektiv hoheren Bandlucke im Ruckseitenbereich der Solarzelle, so daB sich damit auch deutlich hohere Leerlaufspannungen fur die Solarzellen mit BSF-Schichten ergeben. Beide BSF-Struktu- ren, die sich sowohl im gemittelten Al-Gehalt als auch in der Dicke der Einzelschichten unterschieden, erbrachten ahnliche Resultate.

Diese Untersuchungen an den GaAs/GaAs-Solarzellen bestatigten die hervorragende Qualitat der homo-epitaktisch abgeschiedenen Strukturen.

Tabelle 2.1.1: Vergleich der Kenndaten von 2x2 cm2 groBen GaAs/GaAs-Solarzellen mit verschiedenen BSF-Schichten.

Nr BSF-Schicht ■*sc[mA/cm2]

Voc[mV]

FF[%]

n[%]

Bemerkung

1 keine BSF-Schicht 30.85 1034 83.2 19.8 AMO

2 20x(3nm Al0.36Ga0 Âs/Snm GaAs) 31.50 1056 84.6 20.8 AMO

25.70 1045 85.7 22.9 AM 1.5

3 20x(5nm Al0 6Ga0.4As/20nm GaAs) 31.50 1050 84.9 20.8 AMO


2.2 Wachstum von AIGaAs/GaAs-Schichten mittels LPE (Fraunhofer ISE)

Einfuhrung

In diesem Kapitel steht die Herstellung von AlxGaÂs/GaAs-Solarzellenstrukturen mit dem LPE-ER (liquid-phase epitaxy etchback-regrowth) im Vordergrund. Im Vergleich zu anderen Epitaxie- verfahren wie zum Beispiel der Metallorganischen Gasphasenepitaxie (MOVPE) benotigt man bei der LPE deutlich weniger technischen Aufwand zum Erreichen von vergleichbaren Solarzellenwir- kungsgraden. Unter dem Aspekt der Sicherheit und okologischen Vertretbarkeit laBt sich noch ein weiterer Punkt anmerken, der fur den Einsatz von LPE spricht. Im Gegensatz zur MOVPE fallen bei der LPE keine toxischen Gase weder bei der Herstellung noch a Is Abfallprodukt an, die sehr aufwendig und kostspielig entsorgt warden muBten. Die verwendeten Schmelzen konnen entweder fur weitere Epitaxieprozesse wiederverwendet Oder beim Hersteller recycled warden. Urn der Forderung nach groBerer Solarzellenflache (2x2 cm2) und mehr Durchsatz pro Epitaxie nachzu- kommen, wurde im Projekt ein neuer Zuchtungstiegel entwickelt, der es erlaubt, eine 40fach groBere Flache zu epitaxieren als bisher. Im Gegensatz zum bisher verwendeten Schiebetiegel mit horizontaler Substratposition, warden in diesem Tiegel die Substrate in vertikaler Position epitaxiert. Daher wurde im vorliegenden Projekt ausfuhrlich untersucht, welchen EinfluB die Substratposition, horizontal oder vertikal, einerseits auf den Wachstumsvorgang, andererseits auf die Kennwerte der Solarzelle hat. Die experimentell erhaltenen Ergebnisse und die daraus abgeleiteten Wachstumsmodelle werden dargestellt.

Funktionsweise der Zuchtungstiegel

Fur die Herstellung von Solarzellenstrukturen wurden unterschiedliche LPE-Tiegel verwendet. Der bei Projektbeginn am Fraunhofer ISE durchgefuhrte Standard-LPE-ProzeB findet in einem Mono- substrat-Schiebetiegel mit horizontaler Position des Substrates statt (siehe Abbildung 2.2.1). Mit Hilfe eines Graphitschiebers wird das Substrat mit der Schmelze in Kontakt gebracht. Wahlweise kann noch ein sogenanntes "Vorsubstrat" zur Sattigung der Schmelze bei einer bestimmten Tem- peratur eingesetzt werden. Daruber hinaus kann eine gezielte Unter- oder Obersattigung der Schmelze vorgenommen werden, indem man die Schmelze in die Position zwischen Vorsubstrat und Substrat bewegt und die Temperatur urn ein entsprechendes AT verandert. Der groBe Nach- teil dieses Tiegels ist jedoch darin zu sehen, daB pro Epitaxie-Durchgang nur ein Wafer mit einer GroBe von 1.5x1.5 cm2 epitaxiert werden kann.

Dieser Umstand machte es erforderlich, einen neuen Tiegel zu konstruieren, der es ermoglicht, gleichzeitig mehrere und auch groBere Wafer zu verwenden. Der in Abbildung 2.2.2 dargestellte Tiegel wurde so konzipiert, daB bis zu 10 Substrate mit einer GroBe von 2.5x2.5 cm2 in vertikaler Position eingebaut werden konnen. Wie bei der horizontalen Anordnung besteht auch hier die Moglichkeit, die Schmelze uber ein Vorsubstrat bei einer bestimmten Temperatur zu sattigen. Fur den eigentlichen EpitaxieprozeB wird die Kassette mit den Substraten in Richtung Schmelze ge- schoben. Durch eine Offnung im Boden der Kassette und im Schieber gelangt die Schmelze dann in die Zwischen rau me der Substrate. Nach Beendigung der Epitaxie bewegt man die Kassette in Gegenrichtung bis zur rechten Endposition. Hier fallt aufgrund der Schwerkraft die Schmelze von den Substraten ab in den darunter liegenden Schmelzen-Behalter.

TiegelkorperI Schmelze I Quarzschiebestab

Substrat Vorsubstrat Schieber

Abb. 2.2.1: Monosubstrat-Tiegel fur den etchback- regrowth-ProzeB mit horizontaler Position zur Herstellung einer 1x1 cm2 GaAs-Solarzelle.


KassettefQrvertikalstehende Substrate Quarzschiebestab

Deckel —i

Graphit-SchmelzenbehalterSchieber fur abfliefiende Schmelze

Abb. 2.2.2: Multisubstrat-Tiegel fur den etchback-regrowth-ProzeB zur Herstellung von maximal zehn 4 cm2 groBen GaAs-Solarzellen. Die Sub- stratposition ist vertikai.

ProzeBablauf zur Herstellung von Solarzellenstrukturen

Zur Herstellung von GaAs-Solarzellen mittels Flussigphasenepitaxie wird seit 1987 [Wolff87, Bett88] am Fraunhofer-lnstitut fur Sola re Energiesysteme das LPE-ER-Verfahren angewandt.

Der groBe Vorteil gegenuber anderen Herstellungsverfahren liegt in der Einfachheit der ProzeBfuh- rung. Beim LPE-ER-ProzeB wird ein n-dotiertes GaAs-Substrat mit einer an As untersattigten Ga- Schmelze in Kontakt gebracht. Die weiteren Bestandteile der Schmelze sind Al und Zn. Aufgrund des thermodynamischen Ungleichgewichts zwischen Substrat und Schmelze bezuglich der Satti- gung an As und Zusammensetzung (Al in der Schmelze) kommt es zu einem Anlosen des Substrates. Dieser als etchback bezeichnete Vorgang hat den Vorteil, daB eventuell vorhandene Ver- unreinigungen auf der GaAs-Oberflache in die Schmelze aufgenommen werden. Die somit erhal- tene Reinigung des Substrates wirkt sich positiv auf die Solarzellenparameter aus. So konnte eine Erhohung der Diffusionslangen der Minoritatsladungstrager durch den Getfer-Effekt einer Ga- Schmelze von Andreev [AndreevSS] festgestellt werden. Da es sich um einen isothermen ProzeB handelt, stellt sich nach einer bestimmten Zeit ein Gleichgewicht bezuglich der As-Sattigung im System ein. Jedoch besitzt die Schmelze im Gegensatz zum Substrat einen Al-Anteil. GemaB des ternaren Phasendiagramms Al-Ga-As muB es zum Wachstum einer AlxGaÂs-Schicht kommen, um die unterschiedlichen chemischen Potentiate auszugleichen. Die Dicke dieser Schicht betragt weniger als 100 nm und dient zur Oberflachenpassivierung der Solarzelle. Mit einem Bandabstand Eg = 2.1 bei x = 0.85 an der Oberflache ist sie als sogenannte Fensterschicht fur den sichtbaren Bereich des Sonnenspektrums weitestgehend transparent. Gleichzeitig mit dem Aufwachsen der Fensterschicht findet eine Zn-Diffusion aus der Schmelze in das Substrat statt, die die n-Dotierung uberkompensiert und den pn-Ubergang erzeugt. In Tabelle 2.2.1 sind die verwendeten Einwaagen und Schmelzhohen fur die beiden Zuchtungsanordnungen (horizontale und vertikale Substratanordnung) aufgefuhrt.

Tabelle 2.2.1: Ven/vendete Einwaagen und Schmelzhohen fur den horizontalen und vertikalen ZuchtungsprozeB.

Substrat-position

Ga-Einwaage[g]

Al-Einwaage[at%]

As-Einwaage[at%]

Zn Einwaage [at%]

Schmelzhohe[mm]

horizontal 5 2.5 0.86 0.83 4

vertikai 22.5 2.5 0.86 0.83 0.5-2

Nach Einbau von Schmelze und Substrat in den Tiegel, sowie Abpumpen und Fluten des Reak- tors mit H2, kann der ZuchtungsprozeB in folgende Abschnitte gegliedert werden:

a) Aufheizen der Schmelze bis zur Sattigungstemperaturb) Homogenisieren der Schmelzec) Sattigen der Schmelze auf einem Vorsubstratd) Erhohung der Temperatur um 15 °C, Untersattigung der Schmelzee) Schieben des Substrates unter die Schmelze, Beginn des etchback-regrowth-Prozessesf) Abschieben/Abfallen der Schmelze, Abkuhlung bis auf Raumtemperatur


Eine graphische Darstellung des Zeit-Temperaturverlaufs des gesamten Epitaxieprozesses ist in Abbildung 2.2.3 zu sehen.

Homogeristeren

Abb. 2.2.3: Zeitlicher Ablauf des LPE-ER- Prozesses.

Vergleich zwischen horizontaler und vertikaler Zuchtungsanordnung

Wie oben bereits erwahnt, wurde der etchback-regrowth-ProzeB in zwei unterschiedlichen Tiegeln durchgefOhrt, die sich im wesentlichen in der Positionierung und der Anzahl, sowie der GroBe der prozessierten Wafer unterscheiden. Im Mono-Substrattiegel werden die Wafer in horizontaler Position prozessiert, wahrend im Multi-Substrattiegel die Wafer eine vertikale Position einnehmen. Fur die Herstellung von Solarzellen mit reproduzierbaren elektrischen und optischen Eigenschaften ist die genaue Kenntnis des Epitaxieprozesses von grundlegender Bedeutung. Basierend auf thermodynamischen und phanomenologischen Betrachtungen im System AlxGaVxAs/GaAs verschiedener Autoren [Kordos79, Bett91] wurden Untersuchungen angestellt, die der Frage nach dem EinfluB der Substratposition auf die Solarzellenstruktur nachgehen.

Von besonderem Interesse sind hierbei die Oberflachenmorphologien und AlxGa^_xAs-Schicht- dicken, sowie die daraus resultierenden elektrischen und optischen Eigenschaften der LPE-ER- Solarzellen. Wie der ProzeB im einzelnen ablauft, soli im folgenden sowohl fur den horizontalen als auch fur den vertikalen Fall dargestellt werden.

Durchfuhrung der Wachstumsuntersuchungen

Urn eine genauere Vorstellung vom WachstumsprozeB im horizontalen und vertikalen Fall zu be- kommen, wurden fur beide Anordnungen Versuchsreihen durchgefuhrt, bei denen die Aufstand- zeiten der Schmeize auf dem Substrat wahrend des Prozesses variiert wurden. Die kurzeste Kon- taktzeit betrug nur wenige Sekunden, die langste 60 min. Vor und nach der Epitaxie wurde das Gewicht des Substrates bestimmt, urn die Menge des abgelosten GaAs zu ermitteln.

Die aufgewachsene AlxGavxAs-Schichtdicke kann durch schrittweise anodische Oxidation und Photolumineszenz-Messungen an den Proben bestimmt werden. Bei diesem Verfahren wird die AlxGaVxAs-Schicht definiert aufoxidiert (Abtragrate: 1 nmAZ) und anschlieBend mit einer selektiven Atze abgetragen. Durch die Linearitat von angelegter Anodenspannung und Schichtabtrag laBt sich der ProzeB bis auf wenige nm genau steuern (Abb. 2.2.4). Da die AlxGavxAs-Schicht die GaAs-Oberflache passiviert und somit die Oberflachenrekombinationsgeschwindigkeit maBgeblich beeinfluBt, kann die kritische Ah GaÂs-Schichtdicke durch PL-Messungen nachgewiesen werden.

■S 10

angelegte Anodenspannung [V]100 Abb. 2.2.4: Dicke der abgelosten AlxGavxAs-Schicht

als Funktion der angelegten Anodenspannung.


1st die AhGaÂs-Schicht unterhalb einer Dicke von 20 nm, gehen Ladungstrager durch den Tun- neleffekt aus dem GaAs verloren. Hierbei gelangen freie Ladungstrager an die Oberflache und rekombinieren dort an nicht abgesattigten Bindungen. Eine Passivierung an der Grenzflache AlxGa^xAs/GaAs liegt dann nicht mehr vor und das PL-Signal verringert sich drastisch.

Rechnet man die jeweilige abgeldste Menge GaAs um in eine relative Anderung der As- Konzentration in der Schmelze AG^ und tragt die Werte gegen die Aufstandzeit auf lassen sich daraus Ruckschlusse auf den gesamten ProzeBablauf ziehen. Abbildung 2.2.5 zeigt die Ergebnisse im Fall der horizontalen Substratposition.

Zu Beginn des Prozesses (bevor Substrat und Schmelze in Kontakt gebracht werden) entspricht die As-Konzentration dem thermodynamischen Gleichgewicht bei 850 °C. AC^ ist an dieser Stelle gleich 0. Wird nun die um 15 °C an As untersattigte Schmelze mit dem Substrat in Kontakt gebracht, beginnt sofort der Anlosevorgang auf dem Substrat. Dieser ProzeB ist solange die treibende Kraft, bis sich zwischen Substrat und Schmelze das thermodynamische Gleichgewicht bezuglich der Sattigung an As bei 865 °C eingestellt hat. Wie aus Abbildung 2.2.5 zu entnehmen ist, tritt die Sattigung nach ca. 10 min. ein.

Ab dann ist keine signifikante Anderung mehr feststellbar, die Schmelze ist somit an As gesattigt. Die gemessene Konzentrationsanderung ACAs in der Ga-Schmelze entspricht nun genau der zu erwartenden Konzentrationsanderung, die sich aus dem Phasendiagramm bei 865 °C ergibt. Bei einer Diffusionskonstante D^ = 1 x10"4 cm2/s [HsiehSO] laBt sich nach einer Dauer von 10 min eine Diffusionslange von 2.4 mm bestimmen. Bei einer mittleren Schmelzhdhe von ca. 3-4 mm (freie Oberflache) im horizontalen Fall liegt somit die Vermutung nahe, daB der Abldsevorgang nicht vornehmlich diffusionsgesteuert ist, sondern daB ein konvektiver Anteil fur den As-Transport in der Schmelze verantwortlich ist. Der Verlauf des Anldsevorgangs laBt sich mittels einer Fit-Kurve wie folgt beschreiben:

y(x) = a(l - exp (2.2.1)

mit den Parametern a = 25.5 und b = 3.3 bei einer Ubersattigung von 15 °C.

i1i

I1

JI

bei 865 .C

A Messung------Fit-Kurven9 Messung□ Werte aus Phasendiagramm

bei 850 .C

Aufstandzeit [min]

90

80

70

60

50

40

30

2010

0

II

IsI

I

Abb. 2.2.5: Gemessene und berechnete Anderung der As-Konzentration in der Ga-Schmelze sowie Dicke der aufgewachsenen A!xGaUxAs-Schicht als Funktion der Aufstandzeit bei horizontaler Substratposition.

In Abbildung 2.2.5 ist daruber hinaus noch die Dicke der aufgewachsenen AlxGa^xAs-Schicht als Funktion der Aufstandzeit aufgetragen. Wie fur einen isothermen ProzeB erwartet, tritt eine Sattigung ein, wenn das thermodynamische Gleichgewicht bezuglich des chemischen Potentials zwischen Schmelzzusammenssetzung (Al-Ga-As) -und Substrat (GaAs) ausgeglichen ist. Auch hier


laBt sich der Verlauf des AlxGaÂs-Wachstums auf GaAs mit der Gleichung (2.2.1) beschreiben, jedoch mit den Parametern a = 70.5 und b = 10.6.

Bemerkenswert ist, daB sich schon wahrend des Anlosevorgangs nach wenigen Minuten Auf- standzeit eine zwar dunne, doch meBbare AlxGavxAs-Schicht von ca. 10 nm bilden konnte. Diese Tatsache laBt darauf schlieBen, daB in der Grenzschicht Substrat/Schmelze trotz der hohen As und Ga Konzentration eine gewisse Menge an A! vorhanden sein muB, die das Ausbilden einer AlxGai_xAs-Schicht bewirkt.

Die Zn-Diffusion a us der Schmelze ist wahrend des Anlosevorgangs ohne Bedeutung, da die Abtragsrate des GaAs groBer ist als die Diffusion von Zn in den Festkorper. Erst wenn der Anlose- vorgang zum Stillstand gekommen ist, kann sich der pn-Ubergang durch die Zn-Diffusion ausbilden. In Untersuchungen von [Welter91a] sind Zn-Diffusionskonstanten von ca. 4x10"11 cm2/sec bei einer Zn-Konzentration von 2x1018 cm'3 im System Al-Ga-As festgestellt worden.

Bezuglich der Al-Konzentration liegt beim etchback-regrowth-ProzeB noch eine Besonderheit der gewachsenen Schicht vor. Es liegt ein Al-Gradient in der Schicht vor. Zu Beginn des Wachstums ist die Al-Konzentration an der Grenzflache Festkorper/Schmelze niedrig und eine Schicht mit niedrigem Al-Gehalt bildet sich aus. Beim LPE-ER-ProzeB wird dann immer mehr Al a us dem Schmelzvolumen an die Wachstumsfront transportiert. Somit kann sich mit zunehmender Schicht- dicke der Al-Anteii im Festkorper bis zu x » 0.85 gemaB Phasendiagramm an der Oberflache ein- bauen. Dies ist von besonderer Bedeutung fur die hochenergetischen Photonen des Sonnenspek- trums. Diese kbnnen namlich in der AlxGa■,.xAs-"Fenster"-Schicht absorbiert werden. Dies gilt insbesondere fur die AlGaAs-Schichten mit Al-Gehalt < 0.4, da dann eine direkte Bandlucke vorliegt und der Absorptionskoeffizient groB ist. Bedingt durch das starke interne elektrische Feld kbnnen die dort erzeugten Ladungstrager aber dennoch zum pn-Ubergang gelangen [Bett95], Insofern ist die AlGaAs-"Fenster"-Schicht besser als "Fenster-Emitter"-Schicht zu bezeichnen.

Der gesamte horizontale etchback-regrowth-ProzeB laBt sich zusammenfassend in drei ineinan- dergreifende ProzeBschritte unterteilen:

(i) Sofortiger Beginn des Anlosevorgangs des Substrates aufgrund der Untersattigung der Schmelze bezuglich an As. Dieser Schritt ist nach ca. 10 min abgeschlossen.

(ii) Nach wenigen Minuten beginnt bereits das Wachstum einer dunnen AlGaAs-Schicht, die sich mit steigendem x-Gehalt bis zu einer Dicke von ca. 70-80 nm nach 45 min. ausbildet.

(iii) Die Zn-Diffusion findet zwar wahrend des gesamten Prozesses statt, kommt aber fur die Bildung des pn-Oberganges erst dann zum Tragen, wenn der Anlosevorgang abgeschlossen ist.

Eine graphische Darstellung dieser ProzeBschritte ist in Abbildung 2.2.6 ersichtlich.

etchback As As As As As As As

regrowth Zn Zh Zn Zh Zh Zb Znp - AlxGa^x As: Zn (mit steig. x-Gehalt)

p - QeAsZn (dffundkrt) I-rmn—r# Emitter

Basis

Abb. 2.2.6: Prinzipieller Ablauf des etchback-regrowth-Prozesses, durchgefuhrt in horizontaler Substratposition.

Wie fur die horizontale Anordnung sind auch fur die vertikale Substratposition Untersuchungen durchgefuhrt worden, die zum besseren Verstandnis des ProzeBablaufes fuhrten. Es wurde wieder


eine Reihe von Solarzellenstrukturen prozessiert mit unterschiedlich langen Aufstandzeiten der Schmelze auf dem Substrat. In Abbildung 2.2.7 ist die As-Konzentrationsanderung in der Schmel- ze ACas wahrend des Anlosevorgangs als Funktion der Aufstandzeit graphisch dargestellt. Man erkennt, daS wie bei der horizontalen Anordnung mit zunehmender Aufstandzeit der Anlosevor- gang fortschreitet. Im Gegensatz zum horizontalen Fall tritt hier jedoch keine Sattigung der Schmelze nach ca. 10 min ein. Selbst nach 45 min ist noch ein geringes An Ibsen des Substrates zu verzeichnen. Der Verlauf des Anlosevorgangs laGt sich wieder nach Gleichung (2.2.1) beschreiben, mit den Parametern a = 24.7 und 6= 16.1. Da nach ware die Sattigung der Ga-Schmelze erst nach ca. 100 min vollstandig gemaB dem Phasendiagramm abgeschlossen.

Die Ursache fur dieses Verhalten kann durch die veranderte Tiegelgeometrie im Vergleich zur horizontalen Anordnung erklart warden. Wie bereits erwahnt, befinden sich die Substrate hinter- einanderstehend in der Graphitkassette. Da sich die Schmelze wahrend des Prozesses nicht nur zwischen den Substraten sondern auch darunter befindet, wird die Sattigung durch As und damit der gesamte Anlosevorgang verzogert. Eine weitere Moglichkeit fur dieses Verhalten konnte im AnloseprozeB selbst liegen. Eine schutzende Abdeckung, die ein Abdampfen von As an der Ober- flache wahrend der Aufheiz- und Homogenisierungsphase bei 850 °C wie im Monosubstrat-Tiegel verhindert, konnte fur den MuItisubstrat-Tiegel nicht realisiert warden. Verstarkt durch den stro- menden Wasserstoff wahrend des Prozesses kommt es aufgrund des As-Abdampfens zu einer Veranderung der Oberflache.

® Messung ------Fit-Kurve□ Werte aus Phasendiagramm

* <D

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 Aufstandzeit [min]

Abb. 2.2.7: Gemesserte und berechnete relative Anderung der As-Kon- zentration in der Ga-Schmelze als Funktion der Aufstandzeit (Erklarung im Text).

Wird nun die Schmelze in die Zwischenraume der vertikal stehenden Substrate gedruckt, so beginnt, wie im horizontalen Fall, der Anlosevorgang. Dieser lauft jedoch nicht homogen ab, sondern bevorzugt an den Stellen, an denen Defekte, bedingt durch das As-Abdampfen, entstanden sind. Durch diesen inhomogenen Anlosevorgang entstehen im Verlauf des Prozesses Bereiche, in denen fortwahrend GaAs gelost wird, wahrend sich in unmittelbarer Nahe lokale As-Obersatti- gungen ausbilden, die ein weiteres Anlosen des Substrates verhindern. Dies hat wiederum zur Folge, daB Al aus der Schmelze durch Diffusion an die Substratoberflache gelangt und dort eine AlxGa^xAs-Schicht ausbilden kann. Im Bereich der Defekte kann aber erst dann eine AlxGaVxAs- Schicht aufwachsen, wenn der Anlosevorgang abgeschlossen ist. Nach Beendigung der Epitaxie weisen die vertikal gewachsenen Strukturen somit AlxGaÂs-Schichten mit unterschiedlicher Dicke auf. Ein graphische Darstellung des AlxGa1_xAs-Wachstums als Funktion der Aufstandzeit ist fiir die vertikale Anordnung daher nicht moglich. Eine schematische Obersicht des gesamten vertikalen etchback-regrowth-Prozesses ist in der Abbildung 2.2.8 wiedergegeben.


Zn Zn Zn Zn

Anlosezeit ^

2 p - GaAs: Zn diffundiert

p - AlxGa,.x As : Zn mit steig. x-Gehalt aber unterschiedliche Schichtdicke

n - GaAs - Substrat

Abb. 2.2.8: Prinzipieller Ablauf des etchback-regrowth-Prozesses, durchgefuhrt bei vertikaler Sub- stratposition.

Oberflachenmorphologie

Abgesehen von unterschiedlichen Einwaagen, die sich aus der jeweiligen Tiegelgeometrie und GroBe der Substrate ergeben, ist der Ablauf des etchback-regrowth-Prozesses fur beide Anord- nungen (horizontal und vertikal) identisch. Trotzdem weisen die (OOI)-Oberflachen aufgrund der verschiedenen Wachstumsmodelle unterschiedliche Morphologien auf. Die Strukturen, die in horizontaler Position hergestellt werden, weisen Terrassen auf, wie sie fur fehlorientierte Substrate (0.5 - 1°) typisch sind [Bauser94]. Die Steigflachen dieser Terrassen (riser) sind wellenformig ausgebildet, die auf Defekte, hervorgerufen durch ein As-Abdampfen vor dem ProzeB, hinweisen.

Abb. 2.2.9: Oberflachenmorphologie einer in horizontaler Position hergestellten etchback- regrowth-Struktur.

Abb. 2.2.10: Querschnitt einer horizontal hergestellten etchback-regrowth-Struktur mit Terrassen und Steigflachen (riser), rechts schematische Darsteilung einer um den Winkel 8 verkippten (001)- Oberflache.

Abbildung 2.2.10 zeigt eine Querschnittsaufnahme dieser horizontal gewachsenen Struktur. Die aufgewachsene AlxGa-,.xAs-Schicht ist aufgrund der geringen Schichtdicke nicht zu erkennen.

Entsprechend dem inhomogenen Anlosevorgang weisen die in vertikaler Position hergestellten Strukturen eine rauhe und unebene Oberflachenmorphologie auf (s. Abb. 2.2.11). Im Querschnitt kann man Bereiche unterscheiden, in denen eine starke Anldsung des Substrates stattgefunden hat. Deutlich sind hier Vertiefungen zu erkennen, die eine laterale Ausdehnung von 10-20 pm be-


sitzen und gleichmaBig im Abstand von ca. 20-100 pm uber den ganzen Wafer verteilt sind. Mit Hilfe einer selektiven Atze wurde die aufgewachsene AlxGaVxAs-Schicht sichtbar gemacht und im Querschnitt dargestellt (Abbiidung 2.2.12). Betragt die A^Ga^xAs-Schicht hier ca. 1 pm, ist sie in den tieferen Bereichen deutiich dunner und mit dem Nomarski-lnterferenzphasenkontrast nicht mehr zu erkennen. Ein reprasentativer Ausschnitt dieser Struktur ist in der Abbiidung 2.2.13 zu sehen, aufgenommen mit einem Raster-Kraft-Mikroskop. Der maximal gemessene Hohenunter- schied betragt hier ca. 2 pm und verdeutlicht den inhomogenen AnloseprozeB aufgrund der vorliegenden Defektstruktur.

Abb. 2.2.11: Oberflachenmorphologie einer vertikal prozessierten etchback-regrowth-Struktur.

Abb. 2.2.12: Querschnitt einer vertikal prozessierten etchback-regrowth-Struktur.

Abb. 2.2.13: Oberflache einer in vertikaler Position gewachsenen Struktur, aufgenommen mit einem Raster-Kraft-Mikroskop. Durch den inhomogenen AnloseprozeB sind bis zu 2 pm tiefe Sen- ken entstanden.

Sowohl die Dicke als auch der Al-Gehalt der AlxGavxAs-Schicht ist fur die Passivierung der Solarzel- lenoberflache von entscheidender Bedeutung. Wird eine bestimmte Dicke unterschritten, erhoht sich dadurch die Oberflachenrekombination, was eine Reduzierung des Photostroms der Solarzelle zur Folge hat. Dm Aussagen daruber machen zu konnen, wie sich die Al-Konzentration in der AlxGavxAs-Schicht verteilt, wurden besonders im Bereich der Senken Untersuchungen zur Elemen- tenverteilung mittels EDX (energiedispersiver Rontgenanalyse) durchgefuhrt. Abbiidung 2.2.14 zeigt eine gewachsene AlxGa^_xAs/GaAs-Struktur, aufgenommen mit dem Rasterelektronen- Mikroskop im BEI-Modus (backscattered electron image) zur Unterscheidung unterschiedlicher Materialzusammensetzungen. An dieser Struktur sind zuvor mit einem anodischen Oxidations- schritt ca. 0.1 pm der AlxGavxAs-Schicht abgeatzt worden. Deutiich grenzen sich hier helle Berei- che von einer dunkleren Umgebung ab, was auf eine unterschiediiche Materialzusammensetzung auf der Oberflache hinweist.


Abb. 2.2.14: REM-Materialkontrastaufnahme Abb. 2.2.15: EDX-Mapping mit Al-Verteilung einer Aifia UxAs/GaAs-Oberflache. (helle Punkte) an der gleichen Stelle wie

Abbildung 2.2.14.

Vergleicht man das Materialkontrastbild mit dem zugehorigen EDX-Mapping zur Al-Verteilung in Abbildung 2.2.15, bei der die Al-Konzentration durch weiBe Punkte dargestellt ist, so lassen sich eindeutige Korrelationen feststellen. Wird fur ein GroBteil der untersuchten Oberflache eine homogene Al-Konzentration festgestellt, so kdnnen die Bereiche, in denen kein Al detektiert wird, den hellen Stellen im BEI-Bild zugeordnet werden.

Es zeigt sich, daB in den Senken, also dort, wo nur eine dunne AlxGa^xAs-Schicht im Mikroskop- querschnitt zu erkennen war, kein Al mehr detektiert werden kann, wahrend die umgebende Flache eine deutliche Al-Konzentration vorweist. Dieses Ergebnis konnte auch durch Photolumi- neszenz-Mappings bestatigt werden [Baldus95],

Wie sich die unterschiedlichen Substratpositionen auf den Zn-DiffusionprozeB auswirken, ist in Abbildung 2.2.16 zu sehen. Dargestellt ist die Ladungstragerkonzentration im Emitter als Funktion der Tiefe, gemessen mit C(V)-Profiling. Horizontal und vertikal gewachsene Strukturen bei gleichen Wachstumsbedingungen zeigen eine gute Obereinstimmung bezuglich des Profilverlaufs und der Tiefe. Signifikante Unterschiede innerhalb eines 2.5x2.5 cm2 Substrates (vertikale Position) konnten nicht festgestellt werden. Fur den EpitaxieprozeB bedeutet das, daB trotz des inhomogenen Anlo- sevorgangs die Zn-Diffusion wie bei der horizontalen ProzeBfuhrung ablauft und die Reproduzier- barkeit gewahrleistet ist.

C8 10

vertikale Position oben vertikale Postion unten horizontal

0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.2 1.4 1.6 1.8 2

Tiefe Tumi

Abb. 2.2.16: Gemessene C(V)-Dotier- profile fur vertikal und horizontal hergestellte Solarzellenstrukturen.


Solarzellencharakterisierung

Fur die Fertigung von Solarzellen wurde der am Fraunhofer ISE entwickelte und im BMBF-Ab- schluBbericht [Wettling92] dargestellte TechnolgieprozeB verwendet. Zur Bestimmung der elektrischen Eigenschaften der Solarzellen sind l(V)-Messungen im Dunkeln und unter Beleuchtung (AM1.5 global) durchgefuhrt worden. Aus der Messung des Dunkelstroms lassen sich neben dem Ein- fluB von RP (Parallelwiderstand) und Rs (Serienwiderstand) Aussagen uber die in der Solarzelle flie- Benden Sattigungsstrome l01 und l02 gewinnen. Der gesamte Dunkelstrom, beschrieben in der Zweidiodengleichung, setzt sich aus dem Diffusionsstrom der Diode und dem Rekombinations- strom innerhalb der Raumladungszone zusammen; zusatzlich werden die Widerstande RP und Rs berucksichtigt:

hi

1

1

ix

+ I02V - IRs .

exp - l exp - 1Vt L n2 Vt J

+ v - IRs Rp

(2.2.2)

mit VT =kT/q und B0i bzw. B02 als Diodenqualitatsfaktoren. Eine ausfuhrliche Darstellung zur Dunkelstrom messung ist bei [BettSS] zu finden. Mit Hilfe eines Fitprogramms lassen sich die Solar- zellenparameter aus der experimentell gemessenen Dunkelstromkennlinie bestimmen. In Abbil- dung 2.2.17 sind die Dunkelstromkennlinie fur eine 4 cm2 GaAs-Solarzelle sowie die Fitkurve zur Bestimmung der EinfluBgroBen dargestellt. Der geringe Serienwiderstand Rs = 0.1 Qcm2 zeigt die gute Kontaktierung auf der Vorder- und Ruckseite der Solarzelle. Der kleine Wert von l02 = 2.5x1 O'11 Acm"2 und der hohe Parallelwiderstand von 2.8x109 Qcm2 lassen auf eine geringe Rekombinationsrate in der Raumladungzone des pn-Obergangs schlieBen.

I01= 3.1-10"^ Acm"2

l02= 2.5-10‘11 Acm"2

Rs= 0.1 Qcm2 Rp= 2.8-109 £2cm2

n =1.00

n, = 2.00

<d 10

MessungFitkurve

■J Abb. 2.2.17: Dunkelstromkennlinie einer 1.2 4 cm2 groBen GaAs-Solarzelle.0.6

Spannung [V]

Die nachfolgende Tabelle 2.2.2 gibt einen Uberblick uber die bisher erreichten Wirkungsgrade von LPE-ER-Solarzellen, hergestellt in vertikaler und horizontaler Position.

Die 23.3 % Wirkungsgrad bei einer Sonne sind die bisher besten mit dieser Technik hergestellten Solarzellen. Lediglich die mittels MOVPE prozessierten Solarzellen mit einer weitaus aufwendigeren Struktur (back surface field, cap layer) weisen Wirkungsgrade von 25.1 % auf [TobinSO].

Tabelle 2.2.2: Solarzellenparameter fur horizontal und vertikal gewachsene SZ-Strukturen

Anordnung Flache [cm2] Voc [V] lsc [mA/cm2] Fullfaktor [%] Wirkungsgrad [%]

horizontal 1 1027 27.0 84.0 23.3

vertikal 4 1032 25.8 83.8 22.8

vertikal

Konzentrator-SZ*

0.13 1133 2695 85.0 24.8

* Konzentration = 105 bei AM1.5 direkt

16 2 GaAs-Homoepitaxie, Materialuntersuchungen und Soiarzellen

Abbildung 2.2.18 zeigt die Hellkenniinie einer 4 cm2 groBen GaAs-Solarzelle, die in vertikaier Position hergestellt wurde. Der etwas schlechtere Wirkungsgrad fur die 4 cm2 GaAs-Solarzelle im Ver- gleich zur horizontal hergestellen Solarzelle liegt darin begrundet, daB nur eine einstufige Antire- flexschicht aus SiN verwendet wurde. Bei der 1 cm2 Zelle wurde eine zweistufige Antireflexschicht aus MgF2/ZnS verwendet. Es sollte daher moglich sein mit einer zweistufigen Antireflexschicht auch Wirkungsgrade >23 % auf 4 cm2 Zellen zu erzielen.

= 1028.9 mV

= 25.5 mA/cm2

= 84.1 %= 22.8 %

= 4 cm2

200 400 600 800 1000Spannung [mV]

Abb. 2.2.18: Strom-Spannungskennlinie einer 4 cm2 GaAs-Solarzelle, gemessen bei AM 1.5 global.


3 Heteroepitaxie von GalnP und GaAs3.1 Wachstum von GalnP auf GaAs-Substrat mittels MOVPE (UST)

GaxlnVxP ist bei einer Komposition x ~ 0.5 ein Halbleitermaterial mit einer direkten Bandlucke von etwa 1.9 eV und derselben Gitterkonstanten wie GaAs. Deshalb laBt es sich ohne prinzipielle Probleme auf GaAs-Substraten epitaktisch abscheiden. Aufgrund seiner hohen Bandlucke kommt es als Fenstermaterial in einer Solarzelle als Ersatz des sonst verwendeten Al0.gGa0.2As in Frage. AuBerdem ist die Realisierung von Solarzellen moglich, deren spektrale Empfindlichkeit bei kurzeren Wellenlangen liegt und die deshalb fur Anwendungen bendtigt warden, bei denen das Sonnenlicht vor der Umwandlung spektral zerlegt wird (z.B. Tandemsolarzellen). Zu beiden Themenkreisen warden im vorliegenden Projekt Forschungsarbeiten durchgefuhrt.

3.1.1 GaAs-Solarzellen mit GalnP-Fensterschicht

Die konventionelle AlxGa 1 _xAs-Fensterschicht uber dem Emitter einer GaAs-Solarzelie zur Unterdruckung von Oberflachen-Rekombinationsverlusten weist meist nur eine begrenzte Gute auf, da einerseits der hohe Al-Gehalt (x ~ 0.8) zum Einbau vieler Defekte fuhrt und andererseits die Dotierbarkeit und damit die Leitfahigkeit begrenzt ist.

Dagegen kann GalnP in weit besserer optischer Qualitat als AIGaAs epitaxiert warden. Die p- Dotierung dieses Halbleiters ist zudem weniger problematisch. Dazu kommen noch Vorteile fur den BauelementprozeB, insbesondere das selektive Atzverhalten von GalnP gegen GaAs und umgekehrt. Deshalb wurde GalnP bereits in USA erfolgreich als Fensterschicht von hocheffizienten Solarzellen eingesetzt [Olson90]. Allerdings ist die Herstellung einer perfekten GaAs-GalnP- Grenzflache schwieriger, da neben den Gruppe lll-Elementen auch die Elemente der V. Hauptgruppe (As, P) im EpitaxieprozeB umgeschaltet warden mussen. AuBerdem ist Gayln-,.yP nur fur eine bestimmte Komposition (y ~ 0.5) gitterangepaBt zu GaAs, d.h. die Kontrolle der Komposition ist sehr viel kritischer als bei AIGaAs. Es muB auch berucksichtigt warden, daB GalnP ein direkter Halbleiter ist, so daB nur sehr dunne Fensterschichten (d < 50 nm) ausreichend geringe Absorption aufweisen

Zur Untersuchung der Frage, ob GalnP tatsachlich eine technisch interessante Alternative als Fensterschicht-Material im Vergleich zum AIGaAs darstellt, haben wir Standard-GaAs- Solarzellenstrukturen mittels Niederdruck-MOVPE abgeschieden, bei denen lediglich die AIGaAs- Fensterschicht durch eine dunne GalnP-Schicht (d = 30nm) ersetzt wurde (Abb. 3.1.1).

Ohmscher Kontakt - GaAs - Cap

AR - Coating

Abb. 3.1.1: Epitaxiestruktur einer GaAs-Solarzelle mit GalnP-Fensterschich t.

Be

30nm d+- GalnP - Fenster0.3um p+ - GaAs - Emitter

2.6jpm n - GaAs - Basis


1/rm n+-GaAs - Puffer

GaAs - Substrat

Ohmscher Kontakt

Zur GalnP-Epitaxie lag aus Parallelprojekten eine langjahrige Erfahrung vor. In diesen Projekten wurden einerseits grundlegende Materialeigenschaften studiert und andererseits Laserstrukturen, die im sichtbaren Spektralbereich emittieren, erfolgreich hergestellt und untersucht. Die Epitaxie- Bedingungen entsprechen im wesentlichen den oben beschriebenen fur GaAs/AIGaAs. Als Quellen fur In und P standen TMIn und PH3 zur Verfugung. Undotierte GalnP-Einzelschichten wiesen hervorragende Photolumineszenzspektren (Linienbreite der exzitonischen Linie bei 2 K unter 5 meV) sowie sehr gute elektrische Oaten auf (Hintergrundladungstragerkonzentration unter 1016 cm"3, Beweglichkeiten uber 4000 bzw. 15000 cm2A/s bei 300K bzw. 77K).

18 3 Heteroepitaxie von GalnP und GaAs

In einem mittleren Bereich der Epitaxietemperatur (ca. 620° - 720°C) bildet sich im GalnP beim MOVPE-ProzeB in der Regel eine mehr oder weniger ausgepragte spontane Obergitterordnung aus (abwechselnde InP- und GaP-Monolagen auf (111)-Ebenen). Die im Rahmen dieses Projekts untersuchten Schichten warden bei relativ hohen Temperaturen (700°C bis 750°C) abgeschieden, so daB diese Effekte ohne wesentliche Bedeutung sind.

Die Bauelementprozessierung wurde im wesentlichen vom GaAs-AIGaAs-ProzeB ubernommen, allerdings war das Entfernen der GaAs-Kontaktschicht aufgrund des selektiven Atzverhaltens deutlich einfacher: Mit einer Atzmischung HCI:H20 (1:20) konnte das GaAs (auBer unter den Stromkontakten) vollstandig entfernt werden, ohne daB die GalnP-Schicht angegriffen wurde.

Tabelle 3.1.1: Charakteristische Oaten von GaAs-Solarzellen (AMO, 1x1 cm2) mit Al0.gGa0.2As- bzw. Gao.sIno.sP-Fensterschichten

Fensterschicht Voc [mV] Jsc [mA/cm2] FF [%] tl [%3

Gao.5lno.5P 1051 30.63 84.0 20.0

Alo.8Gao.2As 1056 31.50 84.6 20.8

Die Zellen erbrachten sehr ahnliche Oaten wie vergieichbare GaAs-AIGaAs-Zellen (Tab. 3.1.1). Daraus schlieBen wir, daB GalnP in der Tat eine interessante Alternative zum AlGaAs als Fensterschicht darstellt. Allerdings muB zur Erzielung besserer Ergebnisse vor allem die Dotierung des GalnP, aber auch die Grenzflachenqualitat GaAs-GalnP welter im Hinblick der photovoltaischen Anwendung optimiert werden. Hier hat unsere GaAs-AlGaAs-Zelle sicher einen deutlichen Entwicklungsvorsprung.

3.1.2 GalnP-Solarzellen

Monolithisch integrierte Tandemzellen rucken mehr und mehr in den Vordergrund der For- schung, vor allem auch aufgrund der Moglichkeiten, die moderne Epitaxieverfahren wie MOVPE und MBE (Molekularstrahiepitaxie) hinsichtlich der Abscheidung komplexer MuItiheterostruktu- ren bieten. Allerdings lassen sich Zellen mit den theoretisch optimalen Absorptionskanten von etwa 1.5 eV und 1.1 eV mit lll-V-Halbleitern nicht sinnvoll monolithisch auf einem Wafer herstellen. Speziell auf GaAs-Substraten ist die minimale Bandlucke gitterangepaBter Schichten auf eben die Bandlucke des GaAs begrenzt. Als KompromiB muB deshalb die Bandlucke der Top-Zelle angehoben werden. Dies fuhrt zu GaAs-GalnP-Tandemsystemen, wie sie vor allem bei NREL (National Renewable Energy Laboratory, Golden, Colorado) intensiv erforscht werden [Bertness94, Friedmann95].

Erste Entwicklungsarbeiten zur Herstellung und Charakterisierung von GalnP-Einzelzellen fur solche Systeme warden im Rahmen des vorliegenden Projekts durchgefuhrt. Zunachst wurde der Aufbau der Zelle analog zu dem unserer GaAs-Zellen vorgenommen, d.h. insbesondere, die Zelle wurde auf n-leitendem GaAs-Substrat epitaxiert, so daB eine sogenannte "p auf n-"Struktur ("pn") zustandekam. Die Epitaxie erfolgte auf Substraten mit einer Fehlorientierung von 6° und bei Temperaturen von 750 °C, urn die Ordnungseffekte weitgehend zu unterdrucken. Als Fensterschicht wurde Zn-dotiertes AllnP unterschiedlicher Dicke (0-50 nm) eingesetzt. AllnP ist wie AlGaAs bei hohen Al-Konzentrationen ein indirekter Halbleiter. Allerdings stellt auch hier die p- Dotierung ein groBes Problem dar. Tatsachlich wiesen unsere Solarzellen recht kleine Wirkungs- grade um 6 % (AMO) auf, mehr oder weniger unabhangig von der Dicke der AlInP-Fensterschicht [Tsai95a], Dieser Wirkungsgrad konnte auch durch Einbau einer AlGalnP-BSF-Schicht nicht welter erhoht werden. Messungen der spektralen Empfindlichkeit (Abb. 3.1.2) zeigten, daB die Quanteneffizienz im kurzwelligen Spektralbereich besonders gering ist, vermutlich verursacht durch eine hohe Grenzflachenrekombinationsgeschwindigkeit an der GalnP-AlInP-Grenzflache. Hier ist offenbar die vergleichsweise hohe Zn-Dotierung im AllnP fur die Entstehung nicht- strahlender Rekombinationszentren in der Fensterschicht und an der Grenzflache verantwortlich.


O p-n

* n—i—p

0.2 -

0.0 - J__ 1----L.

Wellenlange [nm]

Abb. 3.1.2: Spektrale Empfindlichkeit unterschiedlicher GalnP-Solarzellen.

Deutlich einfacher ist die n-Dotierung des AllnP. Deshalb haben wir in den weiteren Experimenten "n auf p-"Strukturen (“np") auf p-leitenden GaAs-Substraten epitaxiert [Tsai95b], Nun ist p- Dotierung lediglich im weniger kritischen GalnP notwendig, wahrend die AlInP-Fensterschicht mit Se n-dotiert wird. Um die Probleme hoch p-dotierter AI(Ga)lnP-Schichten zu umgehen, wurde hier lediglich besonders hoch Zn-dotiertes GalnP als BSF-Schicht eingesetzt (vgl. Abb. 3.1.3). Erste Zellen zeigten deutlich gesteigerte Wirkungsgrade um 9.5 % (AMO, s. Tab. 3.1.2). Auch die Quantenwirkungsgrade im kurzwelligen Bereich des Spektrums waren deutlich verbessert, allerdings immer noch nicht befriedigend (Abb. 3.1.2). Dies ruhrt often bar von Problemen im Bereich des dunnen n-dotierten Emitters bzw. des pn-Obergangs her. Dafur konnte eine Verschmierung des Zn-Dotierprofils aufgrund eines “ Memory-"Effekts der Dotierquelle Dimethyl- Zink (DMZn) in der Gasphase oder durch Diffusion verantwortlich sein, die eine Verschlechterung des pn-Obergangs und/oder der Minoritatsladungstrager-Lebensdauer im Emitter bewirkt. Tatsachlich fuhrte eine hohere p-Dotierung zu einer weiteren Verschlechterung im kurzwelligen Spektralbereich, die aber hinsichtlich der Strom-Licht-Effizienz durch einen Anstieg der Leerlaufspannung aufgrund der Anhebung des Ferminiveaus in der Basis kompensiert wird.

Um eine Degradation des pn-Obergangs zu vermeiden, haben wir deshalb eine dunne nominell undotierte GalnP-Schicht (d - 200 - 500 nm) zwischen Basis und Emitter eingefugt (Abb. 3.1.3).

Ohmscher Kontakt i+- GaAs - Cap

AR - Coating

Abb. 3.1.3: Struktur einer GalnP-n-i-p-Zelie

Im Vergleich zu den np-Strukturen wurde der identische Aufbau gewahlt, d.h. die Dicke der p- dotierten Basis wurde zugunsten der zusatzlichen undotierten GalnP-Schicht reduziert, so daB die Gesamtdicke der Struktur unverandert blieb.

In solchen "nip-"Strukturen ("i" = intrinsisch) konnte der Wirkungsgrad tatsachlich deutlich verbessert werden. Messungen der spektralen Empfindlichkeit zeigten wie erwartet deutlich bessere Werte im kurzwelligen Spektralbereich (Abb. 3.1.2).'Beste Resultate wurden bei einer Dicke der intrinsischen Schicht dj von 500 nm erzielt (Tab. 3.1.2), wahrend bei dj ~ 200 nm ein geringerer KurzschluBstrom und deshalb eine etwas geringere Effizienz gemessen wurde. Hier

20nm n+- AllnP - Fenster50nm n+ - GalnP - Emitter

200nm GalnP (intrinsisch)1.3pm p - GalnP - Basis

300nm p+- GalnP - Puffer

500nm p+- GaAs - Puffer

GaAs - Substrat

Ohmscher Kontakt


konnten die Zn-Verschleppungs- bzw. Interdiffusionsprobleme offenbar nicht vollstandig unterdruckt warden.

Tabelle 3.1.2: Leistungsdaten einiger reprasentativer GalnP-Solarzellen (ZellengroBe 1x1 cm2, gemessen unter AMO). Zum Vergleich sind die besten bisher in der Literatur berichteten Zellen auf getragen [(a): E. Ikeda etal., Tech. Dig. Int. PVSEC-7, Nagoya, Japan 1993, p. 500; (b): P.K. Chiang etai, Proc. 23rd PVSC 1993, p. 659]

Zelle Nr p-Dot.

[cm"3]

Dicke

di [nm]

Uoc

[mV]

Jsc[mA/cm2]

FF

[%]

n

[%]

Bemerkung

M1043 (pn) — 1345 7.8 77 6.0 p auf n (mit BSF)

M1044 1x1017 0 1267 12.64 80 9.5 n auf p

M1119 7x1017 200 1372 13.03 88 11.9 n-i-p

M1118 7x1017 500 1362 14.41 87.7 12.7 dickere i-Schicht

M1260 3x1017 500 1401 16.44 87.9 15 geringere p-Dotierung

M1261 1x1017 500 1409 16.21 87.3 14.8 noch geringere Dot.

RD1568 3x1017 300 1402 17.22 88 15.7 optimierte i-Schicht (2x2cm2)

Jap.Energy 17.4 gemessen unter AM 1.5 (a)

Spectrolab 15.3 AM 0 (b)

Simulationsrechnungen (durchgefuhrt am Fraunhofer ISE) mit den wichtigsten Material- und Strukturparametern als Eingangsdaten und der spektralen Empfindlichkeit und der l-V-Kennlinie als Resultat (Programm SoSi-2d, Ulf Blieske) erbrachten, dal3 die optimale p-Dotierung der Basis eher im Bereich 3x1017 cm"3 gewahlt warden solite. Tatsachlich konnte durch eine Absenkung der Dotierkonzentration der Wirkungsgrad waiter verbessert werden. Nun war auch eine leichte Verringerung der Dicke der intrinsischen Schicht moglich, und wir erzielten Effizienz-Werte von ri ~ 15.7% (AMO, s. Abb. 3.1.4), die zu den weltbesten Oaten bei solch kurzwelligen Solarzellen gehoren (Tab. 3.1.2).

Im Rahmen dieses Projekts wurden einige solche hocheffizienten GalnP-Solarzellen gefertigt und u.a. auch der RWTH Aachen (Gruppe Prof. Stojanoff) zur Verfugung gestellt. Oort sollten sie in einem Konzentratormodul eingesetzt werden, das die spektrale Vorzerlegung des Lichts erlaubte.

NIP GalnP Solarzelle11^=1402mV j,c= 17.22mA/cm2

97=15.7% (AMO) FI ache: 2x2cm2

1.0Spannung [V]

Abb. 3.1.4: Hell-I-V-Kennlinie einer GalnP-nip-Solarzelle (AMO, 2x2 cm2).


3.2 GaAs-Heteroepitaxie

3.2.1 MOVPE von GaAs auf Si (UST)

Die Heteroepitaxie von GaAs auf Silicium-Substraten ist fur photovoltaische Anwendungen interessant, da die Vorteile von GaAs-Solarzellen (hohe Effizienz und Strahlungsresistenz) mit denen von Si (niedrige Kosten, groBe Wafer, geringes Gewicht) verknupft werden konnen [Ohmachi90, Yang94],

Die Gitterfehlanpassung von 4.1 % zwischen GaAs und Si fuhrt aber zur Bildung von Verset- zungen im GaAs, die als nichtstrahlende Rekombinationszentren fur die Minoritatsladungstrager wirken. AuBerdem verursachen die unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten eine tensile Verspannung der GaAs-Schicht, die zur RiBbildung und damit zur elektrischen Isolation von groBen Teilen der Solarzelle fuhren kann.

Im folgenden sollen Fortschritte bei der Herstellung versetzungsarmer und riBfreier GaAs-Solarzel- lenstrukturen auf Si-Substraten beschrieben werden.

Untersuchungen zur GaAs-Nukieation auf Si-Substrat

Bei der Epitaxie von GaAs auf Si-Substraten wird in der Regel der 2-Stufen-WachstumsprozeB angewandt [Akiyama84]. Dabei wird zuerst eine dunne Nukleationsschicht bei niedrigen Temperaturen (T = 350-450 °C) abgeschieden und im nachfolgenden die eigentliche aktive GaAs- Schicht bei hoheren Temperaturen (T = 700 °C) hergestellt. Die Nukleationsschicht, d.h.die ersten Atomlagen von GaAs auf dem Si-Substrat, hat einen entscheidenden EinfluB auf die GaAs- Schichtqualitat.

Es kommt auf der Si-Oberflache zur Inselbildung von GaAs, wobei die GaAs-Wachstumsbedin- gungen einen wichtigen EinfluB auf die GroBe und Homogenitat der Inseln sowie die Bildung von Versetzungen haben [Biegelsen87, Tsai89]. In Abbildung 3.2.1.1 sind AFM-Untersuchungen (Atomic Force-Mikroskopie) zur Inselbildung beim Wachstum der GaAs-Nukleationsschicht gezeigt. Der zugehorige ProzeBverlauf ist schematisch in Teilbild a aufgetragen. Man erkennt, daS es bei der Abscheidung von GaAs zur Inselbildung auf der Si-Oberflache kommt. Die Inseln besitzen im Mittel einen Durchmesser von 20 nm und sind 10-12 nm hoch. Die Dichte der Inseln laBt sich uber die Wachstumstemperatur steuern. Bei der verwendeten Nukleationstemperatur von 400 °C erhalt man eine sehr homogene Inselbildung mit einer Dichte von ca. 1010cm"2. Bei fortgesetztem Wachstum (Abb. 3.2.1.1c) vergroBern sich die Inseln auf einen mittleren Durchmesser von 40 nm bei einer Hohe von 26 nm. Es kommt also zu einer VergroBerung der lateralen Inselabmessungen, so daB die Si-Oberflache fast vollstandig bedeckt wird. Teilweise erkennt man das Zusammenwachsen einzelner Nukleationsinseln.

Der Bedeckungsgrad der Si-Oberflache mit GaAs (bzw. die Schichtdicke der Nukleationsschicht) hat nun einen entscheidenden EinfluB auf die Materialqualitat der eigentlichen GaAs-Haupt- schicht. Die Abhangigkeit der kristallinen und optischen Eigenschaften von der Dicke der GaAs- Nukleationsschicht ist in Abb. 3.2.1.2 dargestellt. Bei einer Dicke von 5 nm ergeben sich sehr schlechte Materialeigenschaften einer 1.8 pm dicken GaAs-Hauptschicht. Offensichtlich reicht der Bedeckungsgrad der Si-Oberflache mit GaAs nicht a us, so daB ein dreidimensionales GaAs-Wachs- tum mit einer sehr rauhen Oberflache erfolgt. Nukleationsschichtdicken ab 10 nm reichen dann aus, um die Si-Oberflache nahezu vollstandig zu bedecken. Es kommt zu einer deutlichen Verbesserung der Materialqualitat. Fur die nachfolgenden Untersuchungen wurde deshalb die Schichtdicke der Nukleationsschicht im Bereich von 15-20 nm gewahlt.


a)

GaAs

b)

d = @nm(4WC)

d = 20nm (400°C)

900m

c)

Abb. 3.2.1.1: AFM-Untersuchungen zur GaAs-Nukleationsschicht (Wachstumstemperatur: 400 °C): a) ProzeBverlauf, b) GaAs-Nukleation: 5 nm (nomine//), c) GaAs-Nukleation: 20 nm (nomine//). Man erkennt die Bildung von GaAs-lnseln auf der Si-Oberflache und das Zusammenwachsen einzelner Inseln bei fortgesetztem GaAs-Wachstum.


600

550

1 500I< 450ooX 400

oS 350

300

<o 4IcI 3

> 2

- a)

o<D

1 -

i i i i i i i i f ~ i i i i r~ i i " i i |

GaAs/Si (d3e9=1,8yum)

*

GaAs—NukleationTemperatur: 400°C

*--------------

I I I I I 11)111 I...t I I I I I

X/

b)_i__

9

8

7 I

2

6 i5 i

5 10 15 20

Dicke der GaAs—Nukleationsschicht [nm]

Abb. 3.2.1.2: Abhangigkeit von a) (004)-GaAs-Reflex (HR-XRD), b) PL-Intensitat und exzitonische Halbwertsbreite von der Schichtdicke der GaAs-Nukleationsschicht (Nukleations- temperatur: 400 °C). Man erkennt fur Schidntdicken der GaAs-Nukleation um 15 nm eine Ver- besserung der Materialqualitat.

Versetzungsreduktion durch Optimierung des TCG-Wachstums

Die Untersuchungen zur Nukleation von GaAs auf Si-Substraten haben gezeigt, daB mit Hilfe des 2-Stufen-Wachstums hergestellte GaAs-Schichten (Dicke: 3.5 pm) eine Versetzungsdichte im Be- reich von 5x108 cm"2 aufweisen. Im Hinblick auf die Anwendung der Materialkombination in Solar- zellenstrukturen ist man bestrebt, die Versetzungsdichte zu reduzieren. Es hat sich dabei gezeigt, daB durch die Anwendung von verschiedenen thermischen Ausheilverfahren die Versetzungen aufgrund ihrer thermisch aktivierten Bewegung reduziert warden kdnnen [Yodo94, Yama- guchiSS],

Der Ausgangspunkt fur die Herstellung verbesserter GaAs/Si-Strukturen in dieser Arbeit war das therm isch zyklische Wachstum (Thermal Cyclic Growth, TCG), das von R. Dieter an der Universitat Stuttgart entwickelt wurde [Dieter93, Dieter92]. Der ProzeBablauf ist in Abbildung 3.2.1.3 schematisch dargestellt. Nach der Anwendung des 2-Stufen Wachstums und der Abscheidung von GaAs bei 700 °C wird das Wachstum unterbrochen und eine 50 nm dicke GaAs-Schicht bei 400 °C aufgebracht. AnschlieBend erfolgt ein Ausheilschritt bei 900 °C und wieder ein 50 nm GaAs- Wachstum bei 700 °C. Diese Abfolge von 400 °C GaAs-Abscheidung, Ausheilen bei 900 °C und GaAs-Wachstum bei 700 °C wird noch einmal wiederholt. Daran schlieBt sich ein TCA-Schritt mit einer Temperaturvariation zwischen 300 °C und 900 °C an. Nach diesem ProzeB wird das Wachstum von GaAs bei T = 700 °C fortgesetzt. In den Arbeiten von [Dieter93] und [Kurner94] werden die sehr guten kristallinen, optischen und elektrischen Eigenschaften der GaAs/Si- Schichten, die mittels TCG-Wachstum hergestellt wurden, beschrieben. Das Ziel war es deshalb, den TCG-ProzeB weiter zu verbessern. Zu diesem Zweck wurden Untersuchungen zur TCG- Position, zur Variation der TCG-Zyklen und zur maximalen Ausheiltemperatur gemacht.


jSOnm i50nm

GaAsiSOnm 50nmii20nm

GaAsNukleations-

schicht

Abb. 3.2.1.3: Temperaturverlauf (schematisch) des TCG-Wachstums fur GaAs/Si nach [Dieter93].

EinfluB der TCG-Position auf die Versetzungsdichte

In einem ersten Schritt wurde die Position variiert, bei der das TCG-Wachstum durchgefuhrt wurde. Nach dem TCG-Proze6 wurde dann die zu untersuchende GaAs-Schicht abgeschieden, so daB die Gesamtdicke fur alle Proben dieser Serie 3.5 pm betrug.

In Abbildung 3.2.1.4 sind in Abhangigkeit von der TCG-Position die (004)-GaAs-Halbwertsbreite aus XRD-Messungen (links) und die mittels TEM-Aufsichtsaufnahmen bestimmte Versetzungsdichte (rechts) aufgetragen. Bei beiden Experimenten erkennt man eine Verbesserung der GaAs- Schichtqualitat mit zunehmender TCG-Position. Bei der Durchfuhrung des TCG-Prozesses scheint es aufgrund der hoheren Versetzungsbewegung zur Wechselwirkung der Versetzungen zu kommen. Da bei hangt die Starke der Wechselwirkung von der Schichtdicke bzw. vom Volumen der bis zu diesem Zeitpunkt abgeschiedenen GaAs-Schicht ab. Mit einer groBeren Dicke der Schicht steigt die Kraft, die auf ein Versetzungssegment wirken kann. Dies fuhrt dazu, daB die Wahrscheinlich- keit zur Versetzungswechselwirkung steigt. Es kdnnen damit mehr Versetzungen abgebogen werden oder sich gegenseitig ausldschen. Um ein Abbiegen und eine effektive Wechselwirkung von Versetzungen durch den TCG-ProzeB zu erreichen, ist nach unseren Experimenten deshalb eine GaAs-Dicke von mindestens 1.8-2.0 pm notig.

Oso

II0

1?oo

160

140

120

100

80

dges~3.5/im

L\

☆ XRD-Messungen • TEM—Messungen

i'--L

i i i t i i i i i i * « ■ » * ^ » ■ « » * » « «

10 £

‘■8oic

5 %e5

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0TCG-Position [yum]

LlI

Abb. 3.2.1.4: (004)-GaAs- Halbwertsbreite in XRD- Messungen (links) und der Versetzungsdichte (TEM-Aufsichtsaufnahmen, rechts) in Abhangigkeit von der TCG- Position.

Die Verbesserung der GaAs-Schichtqualitat mit zunehmender TCG-Position erkennt man auch in TEM-Querschnittsaufnahmen (Abb. 3.2.1.5) Bei der GaAs/Si-Probe mit einer TCG-Position von 0.8 pm (Abb. 3.2.1.5a) ist ein unregelmaBiges Versetzungsnetzwerk zu sehen, das Ober einen relativ groBen Bereich der GaAs-Schicht ausgedehnt ist. Man detektiert sehr viele DurchstoBversetzun- gen, die von der GaAs/Si-Grenzflache bis zur Oberflache hin die Qualitat der GaAs-Schicht vermindern. Bei der GaAs/Si-Probe, bei welcher der TCG-ProzeB nach 2.3 pm durchgefuhrt wurde (Abb. 3.2.1.5b), ist das unregelmaBige Versetzungsnetzwerk dagegen auf einen sehr engen Bereich in


der Nahe der Heterogrenzflache beschrankt. Die Verbesserung der Materialqualitat ist anhand der geringeren Anzahl an DurchstoBversetzungen erkennbar.

Abb. 3.2.1.5: TEM-Querschnittsaufnahmen ((022)-Reflex) von GaAs/Si-Proben, bei denen der TCG-ProzeB an unterschiedlichen Stellen wahrend des Wachstums durchgefuhrt wurde: a) TCG- Position bei 0.8 /jm, b) TCG-Position bei 2.3 /urn. Bei der GaAs/Si-Probe, bei der das TCG-Wachs- tum nach 2.3 fjm begonnen wurde, erkennt man eine deutliche Reduktion der DurchstoBversetzungen.

Die Verbesserung der Materialqualitat ist auch in zeitaufgeldsten PL-Messungen an GaAs/Si-DH- Strukturen zu erkennen (Tabelle 3.2.1.1). Die Messung der PL-Zerfallszeit ist ein MaB fur die Lebensdauer der Minoritatsladungstrager. Sie ist daher im Hinblick auf die Anwendung der GaAs/Si-Schichten in Solarzellenstrukturen wichtig. Die Reduktion der TEM-Versetzungsdichte fuhrt zu einer Steigerung der PL-Zerfallszeit um Faktor 5 auf einen Wert von 2.02 ns. Man erkennt hier also eine eindeutige Korrelation zwischen den beiden MeBmethoden.

Tabelle 3.2.1.1: Vergleich von Versetzungsdichte und PL-Zerfallszeit in Abhangigkeit von der TCG- Position an GaAs/Si-DH-Strukturen (aktive GaAs-Dicke: 1 fjm).

TCG-Position [pm] TEM-Versetzungsdichte [cm"2] PL-Zerfallszeit [ns]

0.8 12 x107 0.37

1.8 4x107 2.02

Zusammenfassend kann gesagt werden, daB die Position, bei der das TCG-Wachstum begonnen wird, einen sehr groBen EinfluB auf die Reduktion der Versetzungsdichte hat.


Variation der TCG-Zyklen und der Ausheiltemperatur

Bei dieser Untersuchung zum TCG-Wachstum wurde nun, in Fortsetzung von fruheren Experi- menten im Vorgangerprojekt [Pilkuhn93a], die Anzahl von TCG-Zyklen und die Ausheiltemperatur systematise!! variiert. Zunachst wurde entsprechend dem 2-Stufen-WachstumsprozeB eine 20 nm dicke Nukleationsschicht bei 400 °C und dann etwa 1.5-2 pm GaAs bei 700 °C epitaxiert. Auf dieser Grundstruktur wurde dann der TCG-Zyklus, d.h. eine Abfolge von in-situ Ausheilzyklen (Abkuhlen auf 300 °C und Aufheizen auf 900 °C) und GaAs-Wachstum bei 700 °C durchgefuhrt. Die Anzahl der TCG-Zyklen wurde im Hinblick auf die Versetzungsreduktion variiert. Als Test- struktur wurde eine GaAs/AlGaAs-Doppelheterostruktur abgeschieden, um insbesondere auch Ladungstrager-Lebensdaueruntersuchungen mittels zeitaufgeldster Photolumineszenz (PL) durchfuhren zu kdnnen.

Ohne die Anwendung von TCG-Schritten enthalten die GaAs-Schichten eine sehr hohe Versetz- ungsdichte (im Bereich 4x108 cm'2), die fur eine geringe PL-Lebensdauer von tPL = 0.22 ns verantwortlich ist. Die Durchfuhrung von TCG-Zyklen fuhrt zu einer deutlichen Verringerung der Ver- setzungsdichte auf Werte von ca. 2x107 cm"2 und bewirkt gleichzeitig einen Anstieg der PL- Lebensdauer bis auf Werte von tPL= 4.1 ns (Abb. 3.2.1.6). Nach mehreren TCG-Zyklen ist allerdings ein Sattigungseffekt auf Werte von ca. 2x107 cm'2 erkennbar. Dies deutet auf einen dynamischen ProzeG der Annihilation und Reemission von Versetzungen hin.

Abb. 3.2.1.6: PL-Lebensdauer (T = 300 K, links) und Verset- zungsdichte (rechts) von GaAs-DHs auf Si-Substraten in Abhangigkeit von der Anzahl durchgefuhrter TCG- Zyklen. Die Versetzungsdichte wurde mit Hilfe von TEM- Messungen (Aufsichtsaufnah- men) bestimmt.

Die Verbesserung der GaAs-Schichtqualitat mit zunehmender Anzahl an TCG-Zyklen kann auch in DLTS-Messungen detektiert werden. Die EL2-Konzentrationen von TCG-behandelten GaAs/Si- Proben nimmt auf Werte von [EL2] = (5-8)x1012 cm'3 ab. Diese Werte liegen in der GroBenord- nung von EL2-Konzentrationen, wie sie bei der GaAs/GaAs-Homoepitaxie ([EL2] = 5x1012 cm"3) erreicht werden. Andere elektrische Defekte, die bei niedrigeren Energien auftreten (z.B. EL4- Defekt), sind nicht mehr detektierbar.

Die Reduktion der Versetzungsdichte durch das TCG-Wachstum scheint dabei zu einem Teil durch eine thermisch aktivierte Versetzungsbewegung zu kommen. Ein anderer Anteil erfolgt durch die thermisch induzierte Verspannung bei der Temperaturvariation. Eine Anderung der maximalen Ausheiltemperatur hat damit Auswirkungen auf beide Anteile.

In Abbildung 3.2.1.7 ist die Reduktion der Versetzungsdichte in Abhangigkeit von der Anzahl durchgefuhrter TCG-Zyklen dargestellt. Als Parameter wurde hier die maximale Ausheiltemperatur Tanneai variiert. Mit zunehmender Anzahl von TCG-Zyklen ergibt sich eine Abnahme der Versetzungsdichte. Die Effektivitat des Reduktionsmechanismus ist aber eine Funktion der maximalen Ausheiltemperatur. Fur eine hohere Ausheiltemperatur ergibt sich eine weitere Abnahme der Versetzungsdichte. Die beiden Anteile von thermischer Aktivierung der Versetzungsgeschwindigkeit und thermischer Verspannung bewirken eine Erhdhung der Versetzungsbewegung und damit eine Zunahme der Versetzungswechselwirkung. Dies ergibt eine Reduktion der Versetzungsdichte. Bei


zu hohen Ausheiltemperaturen konnen sich aber auch Problems durch eine Veranderung der Stochiometrie der GaAs-Schichten ergeben, die durch eine ausreichende Stabilisierung mit AsH3 wahrend des Epitaxieprozesses vermieden werden kann.

i r i ;—iiijiii—| v -1 i—r

GaAs/Si (TCG) dge8=3.5/zmEof t"S io8. \\

• TAnneal=800°C *T^,=900°C ■ TAnneal=980°C

JOoAbb. 3.2.1.7: TEM-Verset- zungsdichte in Abhangigkeit von der Anzahl durchgefuhrter Ausheilschritte fur verschiedene Ausheiltemperaturen. Eine hohere Ausheil- temperatur Tanneat bewirkt

\3N

<DCO

■ SLS

LUt— J—«—J eine effektivere Versetzungs-* ' ' ' I ' ' ' * ' ' ' I ' ' ' I * ' *I * ■ » 1

8 100 2 4 6 8

Anzahl der TCG—Zyklenreduktion bei den GaAs/Si- Strukturen.

Die Untersuchungen zum TCG-Wachstum haben gezeigt, daB fur eine effektive Versetzungsre- duktion eine Optimierung des TCG-Prozesses notwendig ist. Wichtige Parameter sind dabei die TCG-Position, die Anzahl der TCG-Zyklen und die maximale Ausheiltemperatur. Wir erhalten in den Untersuchungen zum TCG-Wachstum eine Reduktion der Versetzungsdichte urn mehr als Faktor 20. Allerdings scheint es auch zu Sattigungseffekten zu kommen. Mogliche Grunde konnte eine Reemission von Versetzungen bei der wiederholten Anwendung des TCG-Wachstums sein. Es mussen daher neben dem TCG-Wachstum andere Methoden entwickelt werden, die zu einer weiteren Reduktion der Versetzungsdichte fuhren konnen. Eine Moglichkeit bietet das gezielte Wachstum verspannter Obergitterstrukturen, das im nachsten Kapitel beschrieben werden sollen.

Versetzungsreduktion durch verspannte Obergitter

Ein verspanntes Obergitter (engl.: Strained Layer Superlattice, SLS) besteht a us einer periodischen Folge von Materia lien mit unterschiedlicher Gitterkonstante. Damit wird ein permanentes Span- nungsfeld im SLS erzeugt, durch das Versetzungen in eine zur Heterogrenzflache parallelen Ebene abgebeugt werden sollen.

Als Materia lien zur Herstellung von verspannten Obergittern fur die Versetzungsreduktion bei GaAs/Si eignen sich besonders ternare Halbleiter wie In^Ga^xAs und GaAs^yPy. Bei ihnen kann durch Variation der Kompositionen x und y die Verspannung stufenlos eingestellt werden. Fur lnxGa-|.xAs ergeben sich dann druckverspannte Schichten, wahrend fur GaAsVyPy eine Zugverspan- nung in den Schichten eingestellt werden kann. Im Rahmen dieser Arbeit wurden Studien des Vorgangerprojekts [Pilkuhn93a] zu einseitig verspannten lnxGai_xAs/GaAs-Strukturen fortgesetzt und mit Untersuchungen zu gegenseitig verspannten lnxGai_xAs/GaAsi_yPy-Ubergittern erganzt.

lnxGaVxAs/GaAs-Ubergitter mit einseitiger Verspannung

Urn den EinfluB von SLS-Strukturen auf die Versetzungsdichte zu bestimmen, wurden in einem ersten Schritt Proben mit einseitig verspannten lnxGai_xAs/GaAs-Obergittern untersucht. Dieser Typ von Obergitter bietet den Vorteil, daB sich die einzelnen Schichten in der MOVPE ohne groBere Grenzflachenprobleme herstellen lassen. In Tabelle 3.2.1.2 sind die Ergebnisse zur Versetzungsreduktion und PL-Zerfallszeit an GaAs/Si-DH-Strukturen mit einseitig verspannten lnxGai_xAs/ GaAs-Obergittern dargestellt.


Tabelle 3.2.1.2: EinfluB von einseitig verspannten inxGaUxAs/GaAs-Ubergittern auf die Ver- setzungsdichte und PL-Zerfallszeit an GaAs/Si-DH-Strukturen (aktive GaAs-Dicke: 1 pm). Der TCG- ProzeB wurde bei 1.0 pm durchgefuhrt.

Verspanntes Obergitter Gesamtschicht- dicke [pm]

Versetzungs- dichte [cm"2]

PL-Zerfallszeit [ns]

kein Obergitter 3.6 9.2 107 0.7

5x(1 Onm lno.06Gao.94As/ 10nm GaAs) 3.6 1.4 108 1.0

10x(10nm lno.06Gao.94As/ 10nm GaAs) 3.8 3.2 107 2.4

Dureh das Einfugen von einseitig verspannten Ubergittern ergibt sich eine Verbesserung der Mate- rialeigenschaften. Der Aufbau der Obergitterstruktur (Verspannung, Dicken der Einzelschichten, Anzahl der Perioden) spielt dabei eine entscheidende Rolle.

Der Nachteil von I^Ga^xAs/GaAs-Obergittern 1st aber, daB die Strukturen einseitig verspannt werden und bei zu groBer Verspannung zur Versetzungsmultiplikation neigen. Um diesen Nachteil zu umgehen und in der Variation einen groBeren Spielraum zu haben, wurde die Versetzungsre- duktion mit Hilfe von gegenseitig verspannten Ubergitterstrukturen untersucht.

InxGavxAs/GaAs^yPy-Ubergitter mit gegenseitiger VerspannungDie lnxGa1 .xAs/GaAs! .yPy-Ubergitter mit gegenseitiger Verspannung bieten den Vorteil, daB durch eine geeignete Kombination von einem Material mit groBerer Gitterkonstante (I^Ga^xAs) und einem Material mit kleinerer Gitterkonstante (GaAsvyPy) fur x ~ 2y das Obergitter koharent verspannt, d.h. netto unverspannt auf die Gitterkonstante von GaAs hergestellt werden kann [El- Masry87],

Dazu wurden auf die Grundstruktur und nach dreimaligem TCG-ProzeB 10-periodige (10 nm hxGavxAs/10 nm GaAs-i_yPy)-Ubergitterstrukturen mit variablen Kompositionen aufgebracht und anschlieBend die Alo.3Gao.7As/GaAs-DH-Strukturen abgeschieden.

Durch die verspannten Ubergitterstrukturen sinkt die TEM-Versetzungsdichte auf Werte von 1.5x107 cm'2 (Abb. 3.2.1.8a). Gleichzeitig erhoht sich in PL-Messungen die Intensitat um Faktor 6

im Vergleich zu Proben ohne Ubergitter (Abb. 3.2.1.8b). Das verspannte Ubergitter wirkt am effektivsten fur SLS-Verzerrungen im Bereich 0.4-0.5 % (In-Kompostionen: x = 0.06-0.08). Fur kleinere Verzerrungen kommt es nur zu einer geringen Wechselwirkung von DurchstoBversetz- ungen mit dem verspannten Obergitter. Dagegen fuhrt eine zu groBe Verzerrung offenbar zur Versetzungsmultiplikation und damit zur Degradation der nachfolgenden GaAs-Schicht.

SLS—Verzerrung [%]

0s1

2 17 7 i 6

I!1 3

I. o

0 b 1 0 io 1 0 4* —0.6 —0.8

' GoAs/Si (3xTCG)

SLS—Position: 2/zm

" *

a) -

*x:Referenz-Probe . '

— ; * ' --------- b)-

0.00 0.02 0.04 0.06 0.08 0.10 0.12Indium—Komposition x

Abb. 3.2.1.8: a) TEM-Versetzungsdichte (Bestim- mung durch Aufsichtsaufnahmen) und b) relative PL-Intensitat (normiert auf die GaAs/Si-Probe ohne Ubergitter) von GaAs/Si-DH-Strukturen mit lOx (10 nm lnxGauAsn0 nm GaAsUyPy) in Abhangigkeit von der Verzerrung des Obergitters (Parameter: In- Komposition).


In TEM-Querschnittsaufnahmen sieht man ein deutliches Abbiegen der Versetzungen uber Dis- tanzen von mehreren 10 pm, das bevorzugt an der ersten und letzten Grenzschicht des Uber- gitters auftritt (Abb. 3.2.1.9). Fur diese Kombination erhalten wir eine effektive Wechselwirkung von DurchstolBversetzungen und dem permanenten Spannungsfeld des Obergitters.

Abb. 3.2.1.9: TEM-Querschnittsaufnahmen ((022)-Reflex) einer AlGaAs/GaAs-DH-Struktur auf Si- Substrat mit einem 10x(10nm lno.05Gao.94As / lOnm GaAso.s8Po.12)' Ubergitter.

Eine genaue Untersuchung der unteren und oberen Obergittergrenzflache ist anhand der TEM- Aufsichtsaufnahme in Abb. 3.2.1.10 zu sehen. Dabei bildet sich an den SLS-Grenzflachen ein Netzwerk von Fehlanpassungsversetzungen. Die Versetzungslinien laufen dabei in [110]- und [- 110]-Richtungen. Die hohe Effektivitat des SLS laBt sich an der Engmaschigkeit des Versetzungs- netzwerkes erkennen. Die Bildung der Versetzungen an der unteren Grenzflache wurde mit Hilfe des Modells von Matthews/Blakeslee verglichen. Man stellt fest, daB es bei den von uns verwendeten Schichtdicken (Dicke der Einzelschichten in der Regel 10 nm) bei In-Kompositionen urn x = 0.07 zur Bildung von 90°-Versetzungen kommen kann. Dies bedeutet, daB die erste verspannte Einzelschicht des Obergitters bereits wahrend der Epitaxie unter Ausbildung von 90°-Versetzungen relaxieren kann. Es scheint dann zu einer Wechselwirkung von 90°-SLS-Versetzungen mit den beweglichen 60°-DurchstoBversetzungen in der GaAs/Si-Schcht zu kommen. Dies hat dann zur Folge, daB die 60°-Versetzungen abgebogen werden kdnnen.

Abb. 3.2.1.10: TEM-Aufsichts- aufnahme des Versetzungsnetz- werkes im verspannten Obergitter. Die Versetzungslinien laufen in [110]- und [-110]-Rich- tung.


Mit dem gezielten Einbau verspannter Obergitter gelang es uns, die Versetzungsdichte bei GaAs/Si-Strukturen um einen Faktor drei zu reduzieren. Die maximal mdgliche Versetzungsreduk- tion scheint dabei begrenzt zu sein, da durch das sich ausbildende Versetzungsnetzwerk an den Grenzflachen die Verspannung im Obergitter teilweise abgebaut wird, so daB die Effektivitat des Obergitters zur weiteren Versetzungsreduktion sinkt.

Die Untersuchungen zur Versetzungsreduktion bei der Materialkombination GaAs/Si mit Hilfe von thermischen in-situ-Verfahren und verspannten Obergittern zeigen, daB eine enge Abstimmung beider Verfahren notwendig ist. Durch die Kombination beider Verfahren konnte groBflachig eine Versetzungsreduktion um den Faktor 60 erreicht werden.

Selektive Epitaxie von GaAs auf Si-Substraten

Um eine weitere Verbesserung der Materialqualitat zu erzielen, wurde ein ProzeB zur selektiven Epitaxie von GaAs auf Si-Substraten entwickelt [Zieger94a] . Bei diesem ProzeB werden die Si- Substrate mit einer 200 nm dicken Si02-Maske bedeckt. Nach Aufbringen einer Positiv- Photolackschicht wird der Si-Wafer durch die Lithographiemaske hindurch mit UV-Licht belichtet. Als Maskenstruktur wurden Quadrate mit lateralen Abmessungen von 10-2000 pm definiert, die parallel zu den Spaltebenen des Si-Substrats ausgerichtet wurden. Nach Entwickeln des Photolacks wurde das Si02 an den belichteten Stellen mit einer HF-Pufferlosung vollstandig entfernt. Nach der Entfernung des ubrigen Photolacks war eine weitere Oxid-Behandlung erfoderlich, um das sich naturlich bildende Oxid in den offenen Bereichen zu entfernen. Auf der anderen Seite durfte aber die Si02-Maske nicht angegriffen werden. Die partiell maskierten Si-Substrate wurden dann in den MOVPE-Reaktor eingeschleust. Es wurde die selektive Epitaxie von GaAs sehr guter Qualitat in den lithographisch definierten Offnungen mit Schichtdicken von 5-8 pm durchgefuhrt. Auf den Si02- Maskenbereichen beobachteten wir das Wachstum polykristalliner Keime von relativ geringer Dichte, die die weiteren Untersuchungen aber nicht negativ beeinfluBten.

Modellrechnungen

GaAs-Schichten auf Si-Substraten sind aufgrund der groBen Unterschiede in den thermischen Aus- dehnungskoeffizienten stark tensil verspannt. Diese Verspannung wird bei kleinen Abmessungen der GaAs-Wachstumsfelder geometrieabhangig: Aufgrund des Fehlens der seitlichen Begrenzung ist eine Relaxation des Kristallgitters an den Randern zu erwarten. Modellrechnungen nach [Aleck49], die im wesentlichen auf den Gesetzen der Kontinuumsmechanik aufbauen, erlauben eine quantitative Berechnung des Effekts. Mit einer Erweiterung des Modells konnen wir die geo- metrieabhangige Relaxation, die wir in Rontgendiffraktometerie- (T = 300 K), Raman- (T = 77 K) und Photolumineszenz-Messungen (T = 2 K) bestimmen, vollstandig beschreiben [Zieger94b]. Die GroBe der "lateralen” Relaxation hangt dabei vom Verhaltnis der GaAs-Quadratabmessungen zur GaAs-Schichtdicke ab.

Untersuchungen zur Verspannung

Durch die Erweiterung unseres thermischen Verspannungsmodells konnten wir aus der Anpassung der geometrischen Relaxation die maximale parallele Verzerrung ey der GaAs-Schichten bestimmen. Dies erlaubt nun einen Vergleich mit der thermischen Verspannung eth, die sich aus den theoretisch zu erwarteten Werten aus der Differenz der thermischen Ausdehnungskoeffizienten von GaAs und Si ergeben wurde. Man erhalt deutliche Abweichungen, wenn man eine Abkuhlung von der Wachstumstemperatur TG =700 °C (973 K) auf die jeweilige Charakterisie- rungstemperatur annimmt. Dagegen beschreibt die Annahme einer Abkuhlphase von IG = 500 °C (773 K) die experimentellen Ergebnisse wesentlich besser (sieheTabelle 3.2.1.3) Dieses Verhalten scheint unabhangig von der jeweiligen Wachstumsmethode (MBE oder MOVPE) und der Wachstumstemperatur zu sein [Zieger94b].

3 Heteroepitaxievon GalnPund GaAs 31

Tabelle 3.2.1.3: Vergleich der thermischen Verspannung von Experiment und Theorie fur Wachstumstemperaturen TG von 973 K (700 °C) und 773 K (500 °C).

Methode Temperatur 6|| (Experiment)

(x103)

Sth (Theorie) (x10"3)

Tg = 973K Tg=773K

HRXRD 300K 1.40 2.00 1.44

Raman 77K 1.50 2.75 2.15

PL 2K 2.25 2.76 2.17

Dieses Ergebnis kann durch verschiedene Modellvorstellungen erklart werden. In einem ersten Modell kommt es wahrend der Abkuhlphase von 700 °C auf 500 °C zu einem Aufbau von thermischer Verspannug im GaAs-Kristall, die aber durch die thermisch aktivierte Versetzungsbe- wegung sofort wieder abgebaut wird. Erst bei der weiteren Abkuhlung von 500 °C auf Raumtem- peratur erfolgt durch das Einfrieren der Versetzungsbewegung ein Aufbau der thermischen Verspannung.

Im zweiten Modell fuhrt die endliche Versetzungsbewegung und auf Versetzungen wirkende Rei- bungskrafte (sog. Peierls-Barrieren) zu keiner vollstandigen Relaxation wahrend des Wachstums. Die GaAs-Schicht bleibt aufgrund der Gitterfehlanpassung zu einem kleinen Anteil kompressiv verspannt. Diese Restverspannung wird dann wahrend des Abkuhlprozesses in eine tensile Verspannung umgewandelt. Zu einem vollstandigen Verstandnis zu diesem Relaxationsverhalten wahrend des GaAs-Wachstums und des anschlieBenden Abkuhlvorganges konnten hier in-situ MOVPE- Charakterisierungsmethoden beitragen, die uns aber wahrend des Projektes nicht zur Verfugung standen.

Untersuchungen zur RiBbildung

Die thermisch induzierte tensile Verspannung fuhrt zur RiBbildung in der aktiven GaAs-Schicht ab Dicken um 3.6 pm [Pilkuhn93b], so daB im Fall von Solarzellen groBe Bereiche elektrisch isoliert wurden. Mit Hilfe der selektiven Epitaxie kann die RiBbildung drastisch reduziert werden. Fur diese Reduktion der Risse ist die Randgute der lithographischen Masken entscheidend. In unseren Untersuchungen zeigte es sich, daB mit Hilfe der Elektronenstrahllithographie sehr glatte Rander fur die Lithographiemasken hergestellt werden konnen.

Untersuchungen zur RiBbildung wurden mit Hilfe der Photolumineszenz-Mikroskopie (PLM) durchgefuhrt [Zieger94a, Pilkuhn93b], Abbildung 3.2.1.11 zeigt PLM-Aufnahmen einer planaren GaAs- Schicht (a) mit 3.6 pm Dicke auf Si-Substrat und einer selektiv abgeschiedenen Schicht (b).

Die tensile Verspannung bewirkt die Bildung vieler Risse in der planaren Probe (Abb. 3.2.1.11a). Die damit verbundenen Verschiebungen der Lumineszenz zu hoheren Energien aufgrund der Ver- spannungsrelaxation in der Nahe der Risse konnen bei fest eingestellter Detektionsenergie als helle Linien beobachtet werden. Die RiBbildung tritt entlang der {110}- und {-110}-Spaltrichtungen von GaAs auf und verstarkt sich mit zunehmender Schichtdicke. Sie wird vorwiegend verursacht durch UnregelmaBigkeiten und Rauhigkeiten am Waferrand. Im Gegensatz dazu kann bei selektiv abgeschiedenen GaAs-Schichten, die durch eine 5 pm breite Si02-Maske getrennt wurden (Abb. 3.2.1.11b), keine RiBbildung auf einer Flache von 1000x1000 pm2 und einer Schichtdicke von 5 pm beobachtet werden [Zieger94a],

Die selektive Epitaxie von GaAs auf Si-Substraten mit definiert glatten Maskenrandern reduziert die Tendenz zur Bildung von Mikrorissen und erhoht somit die mechanische Stabilitat der GaAs- Schichten im Hinblick auf die Anwendung in Solarzellen. Die RiBbildung konnte erfolgreich auf Flachen von 10x10 mm2 und GaAs-Schichtdicken bis 6 pm unterdruckt werden.


a)

b)

Abb. 3.2.1.11: PLM-Aufnahmen von GaAs/Si:a) plana res Wachstum (GaAs-Schichtdicke: 3.6 pm) undb) selektives Wachstum von 1000x1000 pm2-Quadraten, getrennt durch 5 pm Si02-Maske (GaAs-Schichtdicke: 6 pm).

GaAs/Si-Solarzellen

Fur die Herstellung von GaAs/Si-Solarzellen wurde die Methode der selektiven Epitaxie mit den oben beschriebenen Methoden zur Versetzungsreduzierung kombiniert. Dazu wurde von unserem Verbundpartner ASE (fruher DASA) ein Verfahren zur Prozessierung und Kontaktierung vieler kleiner Epitaxiefelder enwickelt in enger Abstimmung zum EpitaxieprozeB (Parzellierungstech- nologie) [Zieger95].

Vor der Epitaxie wurde auf die Si-Oberflache eine Si02-Maske aufgebracht, in die dann Quadrate unterschiedlicher GroBe (0.5x0.5mm2- 10x10 mm2) naBchemisch geatzt wurden, um die optimalen Dimensionen fur riBfreie GaAs/Si-Solarzellenstrukturen zu untersuchen. Darauf wurden mit den oben beschriebenen Methoden Solarzellenstrukturen (Abb. 3.2.1.12) epitaxiert. Die Epitaxie von Solarzellen wurde immer parallel zu den Untersuchungen zur Versetzungsreduktion (s. oben) vorgenommen, um so die Verbesserung der GaAs/Si-Materialqualitat auch direkt anhand der Stei- gerung der Solarzelleneffizienz zu verifizieren.

Zur Bauelementprozessierung wurden zunachst Mesas geatzt, um evtl. vorhandene Kurzschlusse an den Randern der Quadrate zu entfernen, dann wurde eine Passivierung aufgebracht und struk- turiert. Fur die Vorder- und Ruckseitenkontakte wurde Au/Zn und Au/Ge verwendet, wobei durch die Vorderseitenkontaktierung die einzelnen Quadrate miteinander zu einer Solarzelle mit 10x10 mm2 Flache verbunden wurden. Der teilweise Verlust an Flache durch die SiQ2-Maske wurde dadurch ausgeglichen, daB das Gitter der Vorderseitenkontakte auf die Masken-Stege positioniert


wurde. Zum SchluG wurde die ubliche Atzung der GaAs-Deckschicht durchgefuhrt und eine Anti- reflexschicht a us Si3N4 aufgebracht.

Ohmscher Kontakt

\ AR - Beschichtung

Ip+-GaAs

0.03/im

0.5f/m

0.2/jm0.2fjm

2.5fjm

p - AIGaAs - Fensterp+ - GaAs - Emitter

n - GaAs - Basis


if- InGaAs/GaAsP - SLS

n+- GaAs - Buffer

Si - Substrat

p = 5-1018cm"3

p = 4-1018cm"3

n = 1 •1017cm"3

— TCG n = 2*1018cm'3

n = 2-1018cm"3

Ohmscher Kontakt

Abb. 3.2.1.12: Schematischer Schicht- aufbau einer GaAs-Solarzellenstruktur auf Si-Substrat. Zur Versetzungsreduk- tion wurden der optimierte TCG-ProzeB und verspannte Obergitterstrukturen angewandt.

Der EinfluG der TCG-Position auf die Solarzelleneigenschaften ist in Tabelle 3.2.1.4 dargestellt. In Ubereinstimmung mit den oben beschriebenen Untersuchungen ergibt sich mit zunehmender TCG-Postion eine Verbesserung der Solarzelleneffizienz. Die Reduktion der Versetzungsdichte macht sich dabei vor allem in einer Erhohung der KurzschluGstromdichte bemerkbar.

Tabelle 3.2.1.4: EinfluB der TCG-Position (Anzahl TCG-Zyklen: 3) auf die Solarzelleneigenschaften (Flache: 10x10mm2). Bei der Epitaxie wurde kein verspanntes Obergitter eingebaut.

Solarzelle Jsc[mA/cm2] Voc [mV] FF [%] x) [%] (AMO)

TCG nach 0.8 pm 24.84 787 69.1 10.0

TCG nach 1.8 pm 27.60 834 66.2 11.3

TCG nach 2.3 pm 28.82 867 74.2 13.7

Den EinfluG der Anzahl durchgefuhrter TCG-Zyklen auf die SolarzelleneigenschaftenTabelle 3.2.1.5. Mit zunehmender Zyklenanzahl ergibt sich eine signifikante Verbesserung der Solarzelleneffizienz.Tabelle 3.2.1.5: EinfluB der TCG-Zyklen auf die Solarzelleneigenschaften (Flache: 10x10 mm2). Bei der Epitaxie wurde ein verspanntes 10x(10 nm lno.oeGao.94As / 10 nm GaAs088P0 12)-Ubergitter eingebaut.

Anzahl der TCG- Zyklen

Jsc [mA/cm2] Voc [mV] FF [%] ri [%] (AMO)

0 23.07 739 73.9 9.3

6 30.41 912 74.6 15.3

9 30.67 912 77.6 16.0

Durch eine weitere Optimierung der Schichtstruktur und der Epitaxieparameter erzielten wir bei den GaAs/Si-Solarzellen bisher Wirkungsgrade bis zu r\ = 16.6 % (AMO) auf den 10x10 mm2 Quadraten (Abb. 3.2.1.13) und nur eine geringe Abnahme fur 2x2 mm2 Quadrate (r) = 16.1 %), was durch den Verlust an aktiver Soiarzellenflache durch die SiOz-Maske beim selektiven Wachstum erklart werden kann. Tatsachlich zeigten unsere Untersuchungen, daB selbst die recht dicken Solarzellenstrukturen problemlos riBfrei in den 10x10 mm2-Quadraten abgeschieden werden konnten. Eine weitere Unterteilung der selektiven Felder scheint bei entsprechend optimiertem BauelementprozeB offenbar nicht notwendig zu sein.


135.3mW/cm:

Voc=917mVJee=30.94mA/cm:

: 17=16.6% (AMO)■ Flache: 10x10mm1

400 600Spannung [mV]

Abb. 3.2.1.13: Kenndaten und Hell- kennlinie einer 10x10 mm2 GaAs/Si- Solarzelle.

Die Effektivitat der Umwandlung von Photonen in Elektron-Loch-Paare in Abhangigkeit von der Wellenlange zeigt die Messung der Quanteneffizienz fur GaAs/GaAs- und GaAs/Si-Solarzelien (Abb. 3.2.1.14). Fur kurze Wellenlangen erkennt man keine Unterschiede zwischen den Solarzellen, da die Strukturen einen vergleichbaren Schichtaufbau im Emitter- bzw. Fensterbereich besitzen. Dagegen sind deutliche Unterschiede fur mittlere und lange Wellenlangen sichtbar. Dies resultiert daher, da6 die mittlere freie Weglange der Minoritatsladungstrager in der Basis durch die Versetzungen in der GaAs/Si-Solarzelle reduziert ist.

~ 0.8 -

£ 0.6

------- GaAs/GaAs 17=20.0%-------GaAs/Si 17= 16.2%

(8xTCG)

0.0 L300 400

Wellenlange [nm]

Abb. 3.2.1.14: Vergleich der externen Quanteneffizienz von GaAs/GaAs- und GaAs/Si-Solarzellen.

Mit dem neu entwickelten ProzeB der Parzellierung konnten keine Risse in den GaAs-Solarzellen beobachtet werden. Dies wurde in Photostrommessungen (engi. Light Beam Induced Current, LB 1C) an selektiven GaAs/Si-Solarzellenstrukturen nachgepruft (Abb. 3.2.1.15). Die LBIC-Messun- gen zeigen eine sehr homogene Verteilung des Photostroms in einem sehr engen Bereich von 85- 99 % des maximalen Stroms.


Abb. 3.2.1.15: LBIC-Untersuchung an seiektiv hergestellten 10x10 mm2 GaAs/Si-Solarzellen (Par- zellenflache: 2x2 mm2).

Die entwickelte Parzellierungstechnologie stellt eine signifikante Verbesserung fur die Herstellung von GaAs/Si-Solarzellen dar [Zieger95]. Der groBe Vorteil liegt darin, daB durch die selektive Epitaxie die RiBbildung vollstandig unterdruckt werden kann. Auf diese Weise konnen dickere Solarzellenstrukturen (bis zu 6 pm) hergestellt werden, bei denen die Versetzungsdichte prinzipiell schon reduziert ist. Durch die Kombination von selektiver Epitaxie mit den in diesem Projekt entwickelten effektiven Verfahren zur Versetzungsreduktion (TCG-Wachstum, verspannte Uber- gitterstrukturen) konnte daher eine weitere drastische Verbesserung der Solarzelleneffizienz erreicht werden. Die erzielten Wirkungsgrade entsprechen den bisher publizierten Bestwerten anderer Gruppen [Yang94],


3.2.2 Heteroepitaxie mittels LPE/MOVPE-Hybrid-Epitaxie (Fraunhofer ISE)

Einfuhrung

Um wirkungsvoll die Herstellungskosten und das Gewicht von GaAs-Solarzellen zu reduzieren, ist man bestrebt, das teure GaAs-Substrat durch billigeres und leicht verfOgbares Si zu ersetzen. Auf- grund der unterschiedlichen Materialparameter ergeben sich bei der Heteroepitaxie von GaAs auf Si einige Schwierigkeiten, die bereits ausfuhrlich diskutiert wurden. Mit einer Kombination von Metallorganischer Gasphasenepitaxie (metalorganic vapor phase epitaxy, MOVPE) und Flussig- phasenepitaxie (liquid phase epitaxy, LPE) wurden Untersuchungen zur Verbesserung der Kristallqualitat in Hinblick auf eine Anwendung als Solarzelle durchgefuhrt, die in diesem Kapitel beschrieben werden.

In der Literatur gibt es bereits einige Beispiele, in denen eine Kombination von zwei verschiedenen Zuchtungsmethoden beschrieben werden, um GaAs/Si Bauelemente herzustellen [Van der ZieISS, SakaiSS, Nakamura89, Nishinaga89], Der Sinn dieser als Hybrid-Methode bezeichneten Technik besteht darin, die Vorteile der jeweiligen Zuchtungsmethode zu nutzen.

Im Hinblick auf die Heteroepitaxie von GaAs auf Si kann die Flussigphasenepitaxie aufgrund der hohen Gitterfehlanpassung von ca 4.1 % nicht angewendet werden, um dunne kristalline GaAs- Schicht (1-2 pm) abzuscheiden. In dieser Hinsicht ist die MOVPE ftir die Heteroepitaxie von Vorteil. Mit dieser Methode kdnnen sehr hohe Obersattigungszustande weit ab vom thermodynamischen Gleichgewicht erzeugt werden, die somit das Wachstum von nicht gitterangepaBten Systemen erlaubt (s. Kap. 3.1). Auf der anderen Seite bietet der Einsatz der LPE den Vorteil, daS diese Methode die bessere Kristallqualitat liefert [Yamaguchi94]. So werden Minoritatstrager-Bauelemente, wie Laserdioden oder LEDs, die hohe Kristallqualitat voraussetzen, immer noch mit der Flussigphasenepitaxie hergestellt. Des weiteren bietet die LPE die Mdglichkeit, selbst bei niedrigen Tempe- raturen (< 600 °C) kontrollierbar dunne Schichten herzustellen. In Anbetracht der unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von GaAs und Si ist dies von groBer Bedeutung. Yasawa [Yasawa91] konnte mit einer Kombination von MBE und LPE zeigen, daB mit dieser Technik eine deutliche Verringerung der Versetzungsdichte in GaAs auf Si-Substrat erzielt werden kann. Auch am Fraunhofer ISE wurde eine Kombination von MBE und LPE untersucht [Bett92a]. In Fortfuhrung dieser Arbeiten wurde in diesem Projekt die Kombination von MOVPE und LPE untersucht, mit dem Ziel, die Kristallqualitat im Hinblick auf eine mogliche Anwendung als Solarzelle zu verbessern. Aufgrund der Arbeiten an der Universitat Stuttgart war es mdglich, eine GaAs- Pufferschicht auf das Si-Substrat mittels MOVPE aufzuwachsen, bevor anschlieBend mit der LPE die weitere Struktur aufgewachsen werden kann.

Der Schwerpunkt der Untersuchungen in diesem Kapitel liegt in der Entwicklung eines LPE-Prozes- ses zur Herstellung der Soiarzellenstruktur bei niedrigen Temperaturen (< 600 °C). Wegen des kritischen Wachstumsverhaltens auf einer GaAs/Si-Oberflache, verglichen mit dem auf einem GaAs- Substrat, kommt der Wahl eines geeigneten Losungsmittels groBe Bedeutung zu weshalb zu dieser Problematik grundlegende Arbeiten druchgefuhrt wurden. Alle Arbeiten wurden unter dem Blickwinkel fur das Wachstum einer GaAs-Schicht auf ein GaAs/Si-Substrat mittels LPE bei niedrigen Temperaturen durchgefuhrt.

Wachstum von LPE-GaAs bei niedrigen Temperaturen

Wahrend des Abkuhlens kann es bei der Epitaxie von GaAs auf Si aufgrund unterschiedlicher thermischer Ausdehnungskoeffizienten zu RiBbiidungen kommen. Um eine riBfreie Soiarzellenstruktur auf einer mittels MOVPE gewachsen GaAs-Schicht auf Si-Substrat zu realisieren, mussen die nachfolgenden LPE-ProzeBschritte bei moglichst niedrigen Temperaturen durchgefuhrt werden. Aus diesem Grund wird in den folgenden Abschnitten das Wachstum von LPE-Solarzellenstrukturen bei Temperaturen < 600 °C diskutiert. Zur Bestimmung der ProzeBparameter wurden die Strukturen zunachst auf "reine" GaAs-Substrate hergestellt. Nach Kenntnis von Loslichkeitsverhalten und Do- tierstoffeinbau der verwendeten Schmelzen ist es dann mdglich, den gesamten ProzeB auf ein GaAs/Si-Substrat zu ubertragen mit dem Ziel, eine Solarzellen-Struktur zu realisieren. Die Struktur der zu realisierenden Solarzelle ist in Abbildung 3.2.2.1 dargestellt.


Abb. 3.2.2.1: LPE-Schichtstruktur der GaAs-So/arzelle mit BSF auf GaAs-Substrat gewachsen bei niedrigen Temperatu- ren (< 600 °C).

Zur Erhohung des Wirkungsgrades wird auf das Substrat ein sogenanntes back surface field (BSF) aufgewachsen. Hierbei handelt es sich um eine hochdotierte Zwischenschicht, die wie ein elektri- scher Spiegel auf Minoritatsladungstrager (Locher) in der Basis wirkt und diese zum pn-Obergang ablenkt. Somit konnen auch die durch langwellige Photonen erzeugten Ladungstrager zum Gesamtstrom der Solarzelle beitragen.

Aufbau der LPE-Anlage

Die Zuchtungsexperimente wurden in konventionellen LPE-Anlagen durchgefuhrt, deren prinzipieller Aufbau in Abbildung 3.2.22 zu sehen ist. Um Epitaxieschichten mit den gewunschten elektrischen und optischen Eigenschaften herzustellen, sollten folgende Voraussetzungen erfullt sein:

• gute Reinheitsbedingungen in der Anlage• Temperaturkonstanz entlang des Graphittiegels (<± 0.1 °C cm'1)• zuverlassige und einfache Handhabung.

GemaB diesen Anforderungen sind die LPE-Anlagen am Fraunhofer ISE in den letzten Jahren standig verbessert bzw. neu aufgebaut worden.

!m wesentlichen besteht die Anlage a us einem Epitaxierohr (hochreiner Suprasilquarz) und einem horizontal beweglichen Zehnzonen-Ofen mit Widerstandsheizung, sowie einem Graphit-Tiegel zur Aufnahme von Substrat und Schmelze. Mit einer olfreien, magnetisch gelagerten Molekular-Tur- bopumpe wird wahrend des Evakuierens des Reaktors ein Druck von ca. 8x1 O'5 mbar erreicht. Um den EpitaxieprozeB in hochreiner Atmosphare durchfuhren zu konnen, wird der Reaktor anschlie- Bend mit paladiumdiffundiertem Wasserstoff H2 (7N) geflutet. Der Einbau von Schmelze, Ein- waage und Substrat in den Tiegel findet in einer Flowbox statt, um groBtmogliche Reinheit zu garantieren.

FlowboxWiderstandsofen

QraphittiegelSchiebestange

Tiegelhalter mit Thermoelemen

iPd-Zellej | Pumpa2 Abb. 3.2.22: Prinzipieller Auf

bau der LPE-Anlage.


Beschreibung des LPE-Ziichtungstiegels

Im Rahmen dieses Projektes wurde ein LPE-Tiegel entwickelt (Abbildung 3.2.2.3), der es erlaubt, mehrere Schmelzen in einem Epitaxiedurchlauf einzusetzen, um Solarzellen mit aufwendigeren Schichtstrukturen herzustellen. Ein beweglicher Schmelzen-Behalter, der bis zu sieben Schmelzen aufnehmen kann, wird mittels eines Schiebestabes uber das im Tiegelkorper befindliche Substrat bewegt. Hierbei besteht die Mdglichkeit, eine genaue Sattigung der Schmelzen mit Hilfe eines Vorsubstrates vorzunehmen. Hinsichtlich der Flussigphasenepitaxie von GaAs auf eine GaAs/Si- Struktur, hergestellt mittels MOVPE, weist dieser Tiegel noch eine weitere Besonderheit auf. Um ein mdgliches Abdampfen von As selbst bei niedrigen Wachstumstemperarturen (< 600 °C) zu vermeiden, besteht die Moglichkeit, ein InAs-Substrat in den Graphitblock oberhalb des GaAs/Si- Substrates einzubauen. Da InAs einen hoheren As-Dampfdruck besitzt als GaAs, kann somit ein Abdampfen vom GaAs/Si-Substrat unterbunden werden.

herausnehmbarer Container beweglicherfur gebrauchte Schmelzen Schmelzen - Behalter

Quarzschiebestab

Tiegelkorper Substrat Vorsubstrat

Abb. 3.2.23: Muitischmelzen-Tiegel fur aufwendige, epitaktisch gewachsene Schichtstrukturen.

Planares Wachstum von GaAs aus der Ga-, Bi- und Sn-Schmelze

Bestimmung der GaAs-Ldslichkeit bei niedrigen Temperaturen

Wie oben bereits erwahnt, soil die auf GaAs-Substrat epitaktisch aufgewachsene Struktur auch fur die Heteroepitaxie von GaAs auf GaAs/Si-Substrat verwendet und optimiert werden. Da die MOVPE-Ga As-Schicht nur ca 2 pm dick und hochversetzt ist (Nver ~ 107 cm"2), besteht die Gefahr, daB beim Aufbringen einer metallischen Schmelze das Silicium-Substrat angelost werden kann. Insbesondere dann, wenn in der MOVPE-Schicht noch kleinste Offnungen zum Substrat vorliegen, sogenannte pin holes, kann es beim Kontakt mit der Schmelze zum Anlosen des Substrates kommen. Dies bewirkt eine ungewollte Dotierung des Losungsmittels, die die elektrischen Eigenschaf- ten der wachsenden Epitaxieschicht beeinfluBt. Schlechtestenfalls kann es sogar zu einem vollstandigen Auflosen des Si-Substrats kommen. Daruber hinaus sollte hinsichtlich der zu wachsenden Solarzelienstruktur aus der Schmelze eine reproduzierbare Dotierung der Schichten mdglich sein. Fur die nachfolgenden LPE-ProzeBschritte ist es von entscheidender Bedeutung, welches Losungs- mittel fur die Epitaxie von GaAs auf M OVPE-Ga As/Si verwendet wird. An die erste Schmelze mussen deshalb besondere Anforderungen gestellt werden:

(i) Die Si-Loslichkeit muB in dem zu zuchtenden Temperaturintervall mdglichst gering sein, um ein Anlosen des Substrates zu vermeiden.

(ii) Andererseits ist eine hohe As-Loslichkeit im Losungsmittels wunschenswert, um ein kon- trolliertes Kristallwachstum mit guter Qualitat auch bei niedrigen Temperaturen sicherzu- stellen.

(iii) Eine hohe n-Dotierbarkeit sollte selbst bei niedrigen Wachstumstemperaturen < 600 °C in einem Bereich von 1x1018 - 5x1018 cm"3 zum Aufwachsen eines back surface fields mdglich sein.


Bezeichnet man die Loslichkeit von GaAs in der Schmelze mit NGaAs und die von Silicium mit NSi, so lalBt sich mit dem Verhaltnis Ns/NGaAs Aussagen uber die Verwendbarkeit des Losungsmittels fur diesen ProzeB machen. Je niedriger dieses Verhaltnis ist, desto mehr eignet sich die Schmelze fur das Aufwachsen von GaAs auf GaAs/Si-Substraten. In Abbildung 3.2.2.4 ist das Ns/NGaAs-Verhalt- nis fur die Metalle Gallium, Wismut und Zinn fur das Temperaturintervall von 500 - 750 °C dargestellt. Ein Teil der verwendeten Loslichkeitsdaten wurde a us der Literatur von [Trah88, Appel85, Andreev?5] ubernommen. Da fur niedrige Temperaturen speziell fur Bi noch keine Loslichkeitsdaten vorlagen, wurden sie im Rahmen dieses Projektes bestimmt (Abb. 3.2.2.5). Es zeigt sich, daB sowohl Bi als auch Sn geeignete Kandidaten sein konnen, wahrend Ga wegen des deutlich hoheren Verhaltnisses fur den ersten LPE-ProzeBschritt nicht in Frage kommt.

100

Abb. 3.2.2.4: Verhaltnis von Si- zur GaAs-Loslichkeit in Ga-, Sn- und Bi- Schmelze als Funktion der Temperatur.0.001

500 550 600 650 700 750TEMPERATUR [°C]

O♦

Abb. 3.2.2.5: Loslichkeit von GaAs in Bi als Funktion der Temperatur. Einge- zeichnet sind Literaturwerte von

550 600 650 700 750 [Trah88] O und [Yakusheva87] ♦, so-450 500

Dotierverhalten von GaAs geziichtet aus einer Bi-Schmelze

In Hinblick auf die Herstellung von GaAs-Solarzellen-Strukturen mit Si als Tragermaterial wurden GaAs-Schichten, gewachsen aus der Bi-Schmelze, sowohl auf n- als auch auf p-Dotierbarkeit hin untersucht. Als Dotierstoffe wurden Sn und Ge fur die n-Dotierung und Zn fur die p-Dotierung eingesetzt.

Das Wachstum sowie die Dotierbarkeit von GaAs aus einer Bi-Schmelze wird bereits von verschiedenen Autoren diskutiert [Gladkov93, Yakusheva92], In der Literatur sind jedoch nur unzurei- chende Daten uber das Dotierverhalten bei Temperaturen < 600 °C zu finden. Aus diesem Grund sind im Rahmen dieser Arbeit Hall- und C(V)-Messungen zur Bestimmung der Ladungstrager- konzentration in solchen Proben mit Sn als Dotierstoff durchgefuhrt worden. In der Abbildung 3.2.2.6 sind die gemessenen Ergebnisse zusammen mit den in der Literatur bekannten Werten graphisch dargestellt.


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Abb. 3.2.2.6: Ladunstragerkonzen- tration in GaAs ats Funktion der Sn- Konzentration in der Bi-Schmelze. Eingezeichnet sind die im Laufe des Projektes ermittelten Daten erhalten aus Hall- (T) und C(V)-Messun- gen (U) bei einer Wachstums- temperatur TG = 600 °C und die

0.001 0.01 0.1 1 10 aus der Literatur bekannten DatenSn-Konzentration in der Bi-Schmelze [at%] (0) bei TG = 710 °C[Gladkov93],

Es zeigt sich zunachst ein linearer Anstieg der Ladungstragerkonzentration mit zunehmender Sn- Einwaage. Ab einer Liquidus-Konzentration von ca. 0.1 at% tritt dann eine Sattigung der elektrisch aktiven Ladungstragerkonzentration bei 2-3x1017 cm"3 ein. Selbst bei 5 at% Sn ist keine nennenswerte Steigerung der Ladungstragerkonzentration mehr zu verzeichnen. Diese Konzentration reicht aber fur die Basis einer Solarzelle aus.

Eine andere Moglichkeit der n-Dotierung kann mittels Ge erzielt werden. Beim Wachstum von GaAs aus der Bi-Schmelze entstehen vomehmlich Leerstellen VGa im Ga-Untergitter [Yakushe- va92]. Bei einer gezielten Dotierung mit Ge werden diese Leerstellen durch die Ge-Atome besetzt und wirken somit als Donatoren. Untersuchungen im Rahmen dieser Arbeit haben jedoch gezeigt, daB selbst bei geringen Ge-Einwaagen von 0.2 at% und Wachstumstemperaturen unter 600 °C schon Ladungstragerkonzentrationen von 4-8x1018 cm"3 erreicht werden. Somit kommt Ge zwar fur die Herstellung einer hochdotierten Zwischenschicht (back surface field) nicht aber fur das Aufwachsen der Basis der Solarzelle in Frage.

Das Wachsen einer n-dotierten GaAs-Schicht (Basis) mit einer Ladungstragerkonzentration von 3x1017 cm'3 ist aus der Bi-Schmelze bei niedrigen Temperaturen folglich nur mit Sn als Dotierstoff moglich. Zur Herstellung eines hochdotierten back surface fields (5x1018 cm"3) kann Ge als Dotierstoff eingesetzt werden.

Aufbauend auf diese Ergebnisse wurden weitere Untersuchungen angestellt, die klaren sollten, inwieweit sich auch eine p-Dotierung aus der Bi-Schmelze bei niedrigen Temperaturen fur den Emitter der Solarzelle realisieren laBt. Die Untersuchungen bezuglich der p-Dotierung mit Zn in der Bi-Schmelze erbrachten folgende Ergebnisse:

• Bei einer Zn-Einwaage von 0.1 at% in der Bi-Schmelze betrug die Ladungstragerkonzentration im Festkorper 5-8x1019 cm'3. Dieser fur Solarzellenanwendung zu hohe Wert wurde auch dann erreicht, wenn nur uber die Gasphase wahrend einer 10 minutigen Aufheizphase bis 750 °C zu Beginn der Epitaxie Zink aus der Schmelze zum Substrat transportiert wird. Dartiberhinaus werden dabei ungewollt auch die Schmelzen mit Zn dotiert, die fur die n-dotierten Schichten bestimmt waren. Ein gleichzeitiges Wachstum von p- und n-Schichten ist somit nicht moglich. Erklaren laBt sich die hohe Konzentration dadurch, daB im GaAs, gewachsen aus der Bi-Schmelze, mehr Ga-Leerstellen VGa gebildet werden als in GaAs, gewachsen aus der Ga-Schmelze. Die zweiwertigen Zn-Atome bauen sich, wie in der Literatur schon beschrieben [Algora90] substitutionell auf den VGa in das Kristallgitter ein, was zu der hohen p Dotierung fuhrt.

• Zur Reduzierung der Konzentration auf 1017 - 1018 cm"3 wurde Zn-dotiertes GaAs (2-5x1018 cm"3) statt reines Zn in die Schmelze eingewogen. Dies entspricht etwa einer Zn-Einwaage von 2-5x10'5 at% in der Schmelze und sollte zu einer Ladungstragerkonzentration im


Festkorper von 1-2x1018 cm"3 fuhren. Experimentelle Ergebnisse ha ben jedoch gezeigt, daB die Dotierung der p Schicht nicht reproduzierbar durchzufuhren ist. Die gemessenen Werte schwankten entweder zwischen 10 6 -1018 cm"3 oder aber es konnte gar keine p-Schicht festgestellt werden. Die Ursache fur dieses Verhalten kann darin liegen, daB wahrend der Aufheizphase ein unkontroiliertes Abdampfen des Zn a us der Schmelze stattfindet. Unter- suchungen hierzu wurden bereits von [Biryulin90] durchgefuhrt und haben gezeigt, daB aus der Bi-Schmelze der Dampfdruck von Zn deutlich hoher liegt als im Vergleich zu einer Ga- Schmelze.

Das Wachstum von GaAs aus der Sn-Schmelze wird in der Literatur bereits von verschiedenen Autoren beschrieben [MitsuhataZO, Neumann75]. Da Sn kein konstituierendes Element der lll-V- Verbindung GaAs ist, kommt es wahrend der Epitaxie zum Einbau in den Festkorper und somit zu einer hohen Sn-Dotierung. Ohne Verwendung weiterer Dotierstoffe kann eine Ladungstragerkon- zentration von 3-5x1018 cm'3 bei einer Wachstumstemperatur von ca. 600 °C erzielt werden. Diese Konzentration eignet sich nun optimal fur das Aufwachsen einer n-dotierten Schicht, die als sogenanntes back surface field genutzt werden kann. Fur die weiteren Schichten kann Sn jedoch nicht verwendet werden. Aufgrund des nicht beeinfluBbaren Sn-Einbaus in den Halbleiter lassen sich niedrigere Konzentrationen, wie sie fur die Basis benotigt werden (3-4x1017 cm"3), nicht ein- stellen. Das gleiche gilt fur den p-dotierten Emitter.

Zur Herstellung von Basis, Emitter und Fensterschicht wird nun eine Ga-Schmelze verwendet. Die Dotierung von GaAs aus einer Ga-Schmelze wird in der Literatur hinreichend beschrieben [Keller? 1, RosztoczyZO, Vilms72]. Neben Te und Sn als Donatoren finden Zn und Ge fur die p- Dotierung haufig Anwendung. Die Wahl fur die n-Dotierung der Basis fiel auf Sn, da es einen geringen VerteiIungskoeffizienten von k ~ 10"4 und einen vernachlassigbaren Dampfdruck bei LPE ublichen Temperaturen (600-800 °C) besitzt. Te hingegen weist einen deutlich hoheren Dampfdruck, sowie einen Verteilungskoeffizienten von k - 1.0 auf. Die Folge ist ein schwer zu kontrollie- render Dotierstoffeinbau mit nicht reproduzierbarem Te-Einbau.

Abbildung 3.2.2.7 zeigt die Ladungstragerkonzentration von Sn in GaAs als Funktion der Sn-Ein- waage in der Ga-Schmelze. Bei einer Wachstumstemperatur von ca. 600 °C kann die Ladungstra- gerkonzentration in einem weiten Bereich von 1x1017 - 1x1018 cm'3 variiert werden. Somit ist es moglich, die fur die Basis benotigte Ladungstragerkonzentration von ca. 3-4x1017 cm"3 einzustellen.

6.2 6.4 6.6 6.8 7Sn Konzentration in der Ga-Schmelze [at%]

Fur die Herstellung des p-dotierten Emitters wurde Ge Dampfdruckes nicht eingesetzt werden. Bei der Epitaxie der gesamten Solarzellenstruktur kame es zu einer ungewollten p-Dotierung der n-Schichten uber die Gasphase. Wie in Abbildung 3.2.2.8 dargestellt, lassen sich die GaAs-Schichten mit Ge-Dotierung bis zu einer Ladungstragerkonzentration von 4x1018 cm'3 herstellen. Diese hohe Konzentration im Emitter ist erforderlich, um den Schichtwiderstand so weit wie moglich zu reduzieren. Sowohl die Konzentration freier Ladungs- trager als auch die Schichtdicke wurde mittels C(V)-Methode ermittelt.

Abb. 3.22.7: Abhangigkeit der Ladungstragerkonzentration von der Sn-Einwaage in der Ga-Schmelze im Bereich zwischen 1017 - 1018 cm'3 bei T = 575 °C, bestimmt durch C(V)- Messungen.

verwendet. Zn kann wegen des hohen

CO

t

*CDocO)c3<5oQ


Um die elektrischen Eigenschaften von GaAs:Ge dotierten Strukturen bestimmen zu konnen, warden Epitaxieschichten auf semiisolierendem GaAs-Substrat bei niedrigen Temperaturen (< 600 °C) aufgewachsen und anschlieSend die Hall-Beweglichkeit mittels der van der Pauw-Methode [Pauw58] gemessen. Abbiidung 3.2.2.9 gibt die Mobilitat als Funktion der elektrisch aktiven Ladungstragerkonzentration wieder. Die in dieser Arbeit durchgefuhrten Messungen beschranken sich auf einen fur die Solarzellenanwendung sinnvollen Bereich der Ladungstragerkonzentration von10'7-10^cm"3.

Die experimentell erhaltenen Oaten lassen sich durch einen empirischen Ausdruck von C. Hilsum [Hilsum74]

V- = fV/7 + (p/P0)m] (3.2.2.1)

mit den Parametern p0 = 430 cm2AZs, p0 = 6x1017 cm"3 und m = 0.45 anfitten. Zum Vergieich sind einige aus der Literatur bekannte MeBdaten aufgefuhrt [Ilegems84]. Ober den gesamten Konzen- trationsbereich von 1014 bis 1019cm"3 ist eine Obereinstimmung der MeBdaten festzustelien.

Ge - Gehalt in der Schmelze [at%]

Abb. 3.2.2.8: Ladungstragerkonzentration in p-GaAs als Funktion der Ge-Ein- waage bei T = 560 °C.

450 :300 K

£. 350 -

250 :

------- Fit-Kurveg diese Arbeit ■ Literatur*

m 150 -

Locherkonzentration Na - No [cm-3]

Abb. 3.2.2.9: Hall-Beweglichkeiten von Ge dotiertem GaAs als Funktion der Ladungstragerkonzentration, gemessen bei RT. Eingezeichnet sind Literaturwerte nach [Ilegems84], sowie eine theoretische /Curve nach [Hilsum 74] (Erlaute- rung siehe Text).

Fur die AlxGaÂs-Fensterschicht wurde eine Al-Konzentration in der Schmelze von 0.5 at% eingewogen. Dies entspricht gemaB dem Phasendiagramm bei einer Wachstumstemperatur von 560 °C einem konstanten x-Gehalt von ca. 0.85 im Festkorper. Damit wird die darunter liegende GaAs-Struktur ausreichend passiviert, eine nennenswerte Absorption von Ladungstragern in diesem Bereich findet nicht statt. Fur die p-Dotierung dieser Schicht wurde Mg verwendet. Hierbei reicht eine Einwaage von ca. 0.01 at% Mg aus, um eine Ladungstragerkonzentration von ca. 5x1018 cm'3 zu erzielen [Bett92a],


ProzeBablauf

Nach Reinigung des Substrates und der Schmelzenkomponenten, sowie Einbau in den Reaktor laBtsich der ProzeBablauf in folgende Phasen unterteilen (Abb. 3.2.2.10):

1. Aufheizen bis auf 800 °C2. Homogenisieren der Schmelze und Entfernen des Oxids auf dem GaAs-Substrat (Dauer ca.

20 min.)3. Abkuhlen bis auf Zuchtungstemperatur (600 °C)4. Sattigen der Schmelze auf dem Vorsubstrat (ca. 75 min.) und anschlieBendes Obersattigen

(AT = -5 °C)5. Isothermes Wachsen des hochdotierten BSF bei 595 °C (Aufstandzeit 30 min.)6. Abkuhlen auf 575 °C und Wachsen der Basis (Abkuhlgeschw.: 0.3 °C/min.)7. Sattigen der Schmelze auf dem Vorsubstrat und Wachsen des Emitters durch Abkuhlen auf

557 °C (Abkuhlgeschw.: 0.45 °C/min.)8. Sattigen der Schmelze auf dem Vorsubstrat und Wachsen der Fensterschicht durch Abkuh

len auf 547 °C (Abkuhlgeschw.: 0.5 °C/min.)

Epitaxie-schritt

Auf

heiz

en

Hom

oge

nisi

eren

Abk

uhle

n

1O

ber

satti

gen 1

C n - B

asis

1 ‘ Satti

gen

p - E

mitt

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Satti

gen

p - F

enst

er-

Schi

cht

gaoo-

= 600-

I 1

/

AE AT

5°CAT20 °C

AT18 °C

AT10 °C

Zeit [iron] 30 20 60 75 20 30 60 30 40 30 20

Abb. 3.2.2.10: Ablauf des Zuchtungsprozesses zur Herstellung von epitaktisch gewachsenen Solarzellenstmkturen.

Wahrend der Aufheizphase befindet sich das Substrat unter einem Graphitblock, um ein unge- woiltes Abdampfen von As an der Oberflache zu vermeiden. Daruber hinaus besteht bei diesem Tiegel die Moglichkeit, ein InAs-Substrat direkt oberhalb des GaAs-Substrates einzubauen. Da InAs einen deutlich hoheren As-Dampfdruck besitzt (3x10'8 mbar bei ca. 600 °C) als GaAs (4x10"9 mbar bei 600 °C), kann somit dem Abdampfen des As aus dem GaAs-Substrat entgegengewirkt warden.

Charakterisierung der Solarzellen-Struktur

Mikroskopische Untersuchungen

Die epitaktisch gewachsenen Schichtstrukturen weisen im Nomarski-Interferenz-Phasenkontrast- Mikroskop glatte Oberflachen auf. In Abbildung 3.2.2.11 ist die Oberflache einer aus der Sn- Schmelze gewachsenen 2 pm GaAs-Schicht auf GaAs-Substrat zu sehen. Diese hoch dotierte Schicht, die in der vollstandigen Solarzellenstruktur das back surface field bildet, weist eine spie- gelnde Oberflache mit geringer Rauhigkeit und homogener Schichtdicke auf, wie auch in der Querschnittsaufnahme in Abbildung 3.2.2.12 zu sehen ist. Da das Substrat nominell in [001] Richtung orientiert ist mit einer Abweichung von < 0.5°, ist diese Oberflachenmorphologie bei der geringen Schichtdicke zu erwarten. Warden nun die weiteren Schichten bis zur vollstandigen Solarzellenstruktur aufgewachsen, weisen die Oberflachen eine andere Morphologic auf.


Abb. 3.2.2.1V. GaAs-Uberfiache, gewachsen aus der Sn-Schmelze auf GaAs-Substrat.

Abb. 3.2.2.12: Querschnitt mit 2 pm GaAs:Sn auf GaAs-Substrat.

Abbildung 3.2.2.13 zeigt die Oberflache der Solarzellenstruktur mit AlxGaVxAs-Fensterschicht, Emitter, Basis und back surface field auf GaAs-Substrat. Deutlich ist jetzt eine groBere Oberfla- chenrauhigkeit zu erkennen, die sich durch Terrassenwachstum bei groBerer Schichtdicke erklaren laBt. Eine Querschnittsaufnahme der epitaktisch gewachsenen Struktur ist in Abbildung 3.2.2.14 dargestellt. Urn die einzelnen Schichten sichtbar zu machen, wurde die Struktur mit einer seiektiven Atze behandelt. Durch die unterschiedliche Dotierung warden die Schichten hierbei verschieden stark angeatzt. Die epitaktisch gewachsene AlxGaVxAs-Fensterschicht mit konstantem Al-Gehalt und einer Schichtdicke von 100 nm (gemessenes Hohenprofil) ist nicht zu erkennen, da sie bei der gewahlten VergroBerung optisch nicht aufgelost werden kann. Abgesehen von den Randbereichen weisen die Schichten uber dem gesamten Substrat eine sehr homogene Schichtstruktur auf, was fur die Gute des Epitaxieprozesses spricht. Die zwischen Substrat und back surface field zu erkennenden Linien lassen sich auf Interferenzerscheinungen im Mikroskop zuruckfuhren, fur die gewachsenen Schichten sind sie ohne Bedeutung.

Abb. 3.2.2.13: Oberflache der A!xGaU)lAs/GaAs- Abb. 3.2.2.14: Querschnitt einer epitaktisch Solarzellenstruktur. gewachsenen Solarzellenstruktur auf GaAs-

Substrat mit back surface field.


Bestimmung des x-Gehaltes der AlxGaÂs-Fensterschicht

Die Bestimmung des x-Gehaltes der aufgewachsenen AlxGaÂs-Fensterschicht erfolgt mittels Rontgendiffraktometrie. Mit dieser zerstdrungsfreien MeBmethode lassen sich Informationen uber die Zusammensetzung einer Krista 11 str u kt u r gewinnen. Aufgrund der unterschiedlichen Gitterkon- stanten von AlAs und GaAs ergeben sich beim Auftrag der Intensitat uber den Braggwinkel zwei Maxima, die als Rockingkurven bezeichnet werden (s. Abb. 3.2.2.15).

8000

.c 6000 LDI£. 4000

I'(/>•2 2000

0

004-ReflexGaAs-Substrat

AIGaAs-Fensterschicht

___32.42 32.44 32.46 3Z48 32.5 32.52 32.54 32.56 32.58

004-Reflex

aq [arcsecl

Abb. 3.2.2.15: (links) Rockingkun/en des Systems AlxGau>As/GaAs. (rechts) Detailausschnitt derselben Messung zur Bestimmung der Ai-Konzentration in der Fensterschicht.

Aus dem Abstand der beiden Peak-Maxima laBt sich mittels der Vegard'schen Regel der Al-Gehalt in der Fensterschicht bestimmen. Fur den AlxGavxAs-Reflex gilt:

Qaigoas = 0GaAs - kAQ (3.2.2.2)

Hierbei ist k ein Korrekturfaktor, der die Gitterverzerrung zwischen A^GaÂs und GaAs berucksichtigt und in der Literatur mit k = 0.525 angegeben wird [Hornstra78].

Fur einen Peakabstand von A0 = 296 Bogensekunden und unter Ausnutzung der Bragg-Beziehung ergibt sich eine Zusammensetzung in der Fensterschicht zu Alo.s3Gao.17As. Dieses Ergebnis zeigt eine gute Obereinstimmung mit der nach dem Phasendiagramm fur niedrige Temperaturen bestimmten Einwaage.

Elektrische Untersuchungen

Zur Bestimmung der Oberflachenpassivierung durch die AlxGaÂs-Fensterschicht wurden PL- Mappings an den Strukturen durchgefuhrt. Mit dieser Methode kann die Intensitat der Photo!urni- neszenz und somit auch die Homogenitat der AlxGa!„xAs-Schichten ortsaufgelost uber das gesamte Substrat untersucht werden. Abbildung 3.2.2.16 zeigt das PL-Mapping einer epitaktisch gewachsenen Solarzellenstruktur. Anhand des zugehdrigen Histogramms in Abbildung 3.2.2.17, in dem die Haufigkeitsverteilung als Funktion der Intensitat aufgetragen ist, erkennt man, daB eine homogene Verteilung der PL-Intensitat uber den gesamten Wafer vorliegt. Fur die Solarzellenstruktur kdnnen somit zwei Aussagen festgehalten werden:

• Die Passivierung an der Heterogrenzflache AlxGai.xAs/GaAs ist fur Solarzellenanwendung ausreichend, was durch die Hohe der PL-Intensitat, verglichen mit anderen Messungen an etchback regrowf/7-Solarzellen bei vergleichbaren MeBbedingungen zum Ausdruck kommt.

• Die Tiefe des pn-Obergangs muB ebenfalls homogen in der Struktur vorliegen. Ware er an einer Stelle flacher oder tiefer, hatte dies Auswirkungen auf die PL-Intensitat.


Abb. 3.2.2.16: PL-Mapping der epitaktisch gewachsenen Abb. 3.2.2.17; Haufigkeitsvertei- Solarzellenstruktur. lung der PL-Intensitat.

Die Dotierungen der hergesteilten Schichtstrukturen warden mit dem C(V)-Profiler nachgemessen. Daruber hinaus erlaubt diese Methode auch eine Uberprufung der Dicke von einzelnen Schichten. Abbildung 3.2.2.18 zeigt die Messung der vollstandigen Solarzellenstruktur. Die AlxGavxAs-Fen- sterschicht wurde vor der Messung abgeatzt, da mit der verwendeten Elektrolyt-Ldsung aufgrund des hohen Al-Anteils eine genaue Bestimmung von Dotierung und Dicke nicht moglich ist. Die ubrigen Schichten sind deutiich erkennbar und zeigen die gewunschte Dotierung.

Emitter Basis Substrat

Atztiefe [pm]

Abb. 3.2.2.18: C(V)-Tiefenprofil einer epitaktisch gewachsenen GaAs-Solar- zelie auf GaAs-Substrat.0 1 2 5 6


3.2.2 2 Wachstum von LPE-GaAs auf MOVPE-GaAs/Si

Es wurde schon erwahnt, daB fur die LPE von GaAs auf MOVPE-GaAs/Si nur eine Schmelze verwendet warden kann, in der die Si-Loslichkeit sehr gering, die As-Ldslichkeit jedoch moglichst hoch sein soil. Aufgrund des niedrigen Loslichkeitsverhaltnisses N5/NGaAs in der Schmelze wurde Sn als Losungsmittel fur das epitaktische Aufwachsen von GaAs auf einem GaAs/Si-Substrat verwendet. Da die GaAs-Schicht auf dem Si-Substrat nur 2 pm dunn und zudem hochversetzt ist, muB bei der Epitaxie folgendes beachtet warden:

• Das Reinigen der Oberflache durch einen Atzschritt kann man nicht durchfuhren, ohne Gefahr zu laufen, die GaAs-Schicht zu sehr auszudunnen. Statt dessen wird lediglich ein HCI-Reinigungsschritt vorgenommen.

• Trotz der niedrigen Wachstumstemperaturen (< 600 °C) muB eine gute Benetzung der Schmelze mit der Substratoberflache vorliegen, urn eine homogene und geschlossene Schicht aufwachsen zu lassen. Dies soil durch die geeignete Wahl der Obersattigung sichergestellt warden.

• Die Epitaxieschicht muB so dunn wie moglich sein, urn RiBbildungen zu vermeiden.

Keimbildung und Wachstumsmechanismus

In Abbildung 3.2.2.19 sind verschiedene Formen von Nukleationskeimen dargestellt, die sich bei unterschiedlicher Obersattigung der Sn-Schmelze auf der GaAs/Si-Oberflache ausbilden. Man erkennt, daB sich unabhangig vom Ubersattigungsgrad dreidimensionale Wachstumsinseln ausbilden, wahrend in den Zwischenraumen kein Wachstum stattfindet. Dieser als Volmer-Weber bekannte Wachstumsmechanismus ist typisch fur verspannte Systeme und wird bei der Heteroepitaxie von GaAs auf Si mittels MOVPE ebenfalis beobachtet [Dieter93],

Verantwortlich fur dieses Verhalten sind die unterschiedlichen Grenzflachenenergien zwischen Epi- schicht-Substrat (gES), Epischicht-Schmelze (gEM) und Substrat-Schmelze (gSM). Nach der Beziehung

— ?EM + ?es (3.2.2.3)

besteht beim Volmer-Weber-Modus eine starkere Bindung der Atome in der Schmelze zur Epischicht als zum Substrat. Die gesamte freie Energie wird somit durch die Bildung von relativ groBen und relaxierten Wachstumsinseln minimiert. Eine schematische Darstellung dieses Wachstumsmechanismus ist in Abbildung 3.2.2.20 ersichtlich.

In Obereinstimmung mit den Wachstumsergebnissen von [SakaiSS] erhalt man bei niedrigen Obersattigung von AT ~ 1 °C gerundete Wachstumsinseln, wahrend man bei zunehmendem Obersatti- gungsgrad gestreckte Formen erhalt. Bei einer Obersattigung von AT ~ 5 °C weisen die Wachstumsinseln eine orientierte Ausrichtung ihrer Langsachse in <110> Richtung auf. Eine Zusammen- stellung der Wachstumsparameter ist in Tabelle 3.2.2.1 zu finden.

Tabelle 3.2.2.1: Wachstumsparameter zur Keimbildung von LPE-GaAs auf MOVPE-GaAsfSi-Struk- tur mit Ts = Substrat-Temperatur, AT = Obersattigung.

Proben-Nr. TS[°C] AT [°C] Aufstandzeit [min]

LB 55 592 5 2

LB 23 590 3 2

LB 22 590 2 2


b)

AT = 2 °C

AT = 3 °C

AT = 5 °C

Abb. 3.2.2.19: Unterschiedliche Former) der Keimbildung bei verschiedenen Obersattigungen AT der Sn-Schmelze.

Abb. 3.2.2.20: Schematische Darstellung des Volmer-Weber Mechanismus, wie er bei der Epitaxie von GaAs aus der Schmelze auf GaAs/Si-Strukturen anzutreffen ist.


Um nun eine geschlossene aber moglichst dunne GaAs-Schicht (max. 1-2 pm) auf ein GaAs/Si- Substrat zu erhalten, wurde eine Ubersattigung von 5 °C gewahlt bei einer Aufstandzeit von 40 min ohne zusatzlicher Temperatursenkung. Mit der hohen Ubersattigung wurde erreicht, daB sich zu Beginn des Wachstums sehr viele kleine Nukleationskeime auf der Oberflache ausbilden. Diese konnen dann schnell lateral zu einer geschlossenen Schicht zusammenwachsen, ohne daB es zu einem Hohenwachstum kommt. In den Abbildungen 3.2.2.21 und 3.2.2.22 sind Oberflache und Querschnitt einer 2 pm dunnen GaAs-Schicht, aufgewachsen auf einem GaAs/Si-Substrat, dargestellt. Die Oberflache ist nahezu spiegelnd, Defekte wie RiBbildungen sind nicht zu erkennen bei einer gesamten GaAs-Schichtdicke von 4 pm.

Abb. 3.2.2.21: Oberflache einer LPE- Abb. 3.2.2.22: Querschnitt der GaAs/Si-Struktur mit 4 GaAs-Schicht, aufgewachsen auf gm GaAs (2 gm LPE und 2 gm MOVPE). MOVPE-GaAs/Si.

Bestimmung der Versetzungsdichte

Zur weiteren Charakterisierung der GaAs-Schichten wurden Untersuchungen zur Bestimmung der Versetzungsdichte mittels Rontgendiffraktometrie durchgefuhrt. Nach [Hirsch56] laBt sich die Versetzungsdichte NVer aus der gemessenen Halbwertsbreite HVer des Rontgenreflexes abschatzen:

^ 0.2.2.4)

mit b = Burgersvektor, dessen Betrag im kubisch flachenzentierten Gitter mit

6 = (3.2.2.S)

angegeben werden kann. Da bei wird davon ausgegangen, daB die Versetzungen homogen verteilt sind und sich nicht gegenseitig beeinflussen. In Abbildung 3.2.2.23 sind die Rocking-Kurven des (004)-Reflexes von GaAs und Si einer mittels MOVPE gewachsenen GaAs/Si-Struktur dargestellt. Die Schichtdicke von GaAs betragt 2 pm. Mit der ermittelten Halbwertsbreite FWHM (full width at half maximum) von 260 Bogensekunden des GaAs-Signals laBt sich eine Abschatzung der Versetztungsdichte ermitteln.


GaAs2000 -

FWHM 260" Abb. 3.2.2.23: Messung des (004)-Re- flexes einer GaAs/Si-Struktur mit 2 gm MOVPE-GaAs.

Danach liegen in der GaAs-Schicht nach dem MOVPE-ProzeB noch ca. 8x107 Versetzungen pro cm2 vor. Mit zunehmender Schichtdicke verringert sich die Anzahl der Versetzungen, wie a us der Halbwertsbreite des GaAs-Signals in Abbildung 3.2.2.24 zu erkennen ist. Hierbei handelt es sich um eine GaAs/Si-Struktur, bei der 4 pm GaAs aufgewachsen wurde (2 pm LPE und 2 pm MOVPE). Die Versetzungsdichte betragt bei der Halbwertsbreite von 122 Bogensekunden ca. 2x107 cm"2, was eine signifikante Verbesserung der Krista11qualitat bedeutet.

_ 4000

Ic 3000liim“ 2000

I| 1000

030 30.5 31 31.5 32 32.5

© [°]

Abb. 3.2.2.24: Messung des (004)-Re- flexes einer GaAs/Si Struktur (2 fjm LPE- GaAs aufgewachsen auf 2 gm MOVPE- GaAs).

Zusammenfassend laBt sich zu den erzielten Ergebnissen folgendes festhalten:

• Es konnte gezeigt werden, daB eine Solarzellenstruktur bei geeigneter Wahl der Wachs- tumsparameter mittels Flussigphasenepitaxie bei Temperaturen unter 600 °C hergestellt werden kann. Dies ist insbesondere dann von groBer Bedeutung, will man diese Struktur auf ein GaAs/Si-Substrat ohne Bildung von Rissen aufwachsen.

• Aus einer Sn-Schmelze konnte erstmals eine geschlossene GaAs-Eptaxieschicht mittels LPE auf ein 1.5x1.5 cm2 GaAs/Si-Substrat hergestellt werden. Das Aufwachsen der GaAs- Schicht auf dieses hochversetzte und verspannte Substrat laBt sich mit dem Volmer- l/Veber-Wachstumsmechanismus beschreiben.

• Die Untersuchungen haben gezeigt, daB die Kombination von MOVPE und LPE eine geeignete Methode ist, die Versetzungsdichte zu reduzieren und damit die Kristallqualitat zu verbessern.

Laterales Uberwachsen von GaAs zur Defektreduzierung

Hinsichtlich einer weiteren Reduzierung der Versetzungsdichte in GaAs auf Si-Substrat wurdenim Rah men dieses Projektes Versuche zum lateralen Uberwachsen (ELO epitaxial lateralovergrowth) durchgefuhrt. Bei dieser Methode wird nur ein eng begrenzter Bereich des kristalli-


nen Substrates a Is Orientierungvorgabe fur das Weiterwachsen benutzt. Der weitaus groBte Tell der Substratoberflache wird durch eine nichtkristailine Maske abgedeckt. Dadurch erfolgt bei geeigneter Wahl der Kristallorientierung ein Wachstum, das, beginnend in den freien Stellen, sich lateral uber die Maske erstreckt. Liegen im Material Versetzungen vor, bleiben diese durch die Maskierung auf das Substrat beschrankt, so daB die lateral aufwachsende Schicht ver- setzungsfrei sein sollte. Als Maskenmaterial wird eine 200-250 nm dunne Si02-Schicht verwendet, die man in einer PECVD-Anlage (plasma enhanced chemical vapor deposition) auf das Substrat abscheidet. Das Prinzip des lateralen Oberwachsens ist in der Abbildung 3.2.2.25 schematisch dargestellt.

Abb. 3.2.2.25: Prinzipielle Darstellung des lateralen Oberwachsens (ELO) aus einer Si02 -Maske mit Be- keimungsstreifen.

In den letzten Jahren wurden vermehrt Anstrengungen unternommen, mittels ELO die Kristall- qualitat fur Halbleiterbauelemente zu verbessern. Grundlegende Untersuchungen zu diesem Thema wurden von [NishinagaSS, Nishinaga91, Nagel93, Bergmann90] fur Ill-V-Verbindungen und Si vorgestelit. Es konnte gezeigt werden, daB die Kristallqualitat bezuglich der Versetzungs- dichte in den uberwachsenen Bereichen deutlich verbessert werden kann. Speziell fur die ELO auf GaAs-Substrat gibt es in der Literatur jedoch keinerlei Hinweise auf ein ganzflachiges Zu- sammenwachsen der lateralen Bereiche zu einer geschlossenen Schicht. Lediglich von mehr oder weniger breiten Lamellen ist die Rede, die auch schon fur bestimmte Bauelemente (Transis- toren) ihre Anwendung gefunden haben. Fur den Einsatz als Solarzelle wird jedoch eine groBere Flache bendtigt (z. B. fur Konzentratorsolarzellen einige mm2).

Grundlagen zum lateralen Uberwachsen

Beim lateralen Uberwachsen macht man sich die Anisotropie der Wachstumsgeschwindigkeit in den verschiedenen kristallographischen Richtungen zu Nutze. In Abhangigkeit von der Orientie- rung kann die Abweichung in der Wachstumsgeschwindigkeit ca. eine GroBenordnung betragen. Nach einer molekular-kinetischen Theorie von Kossel und Stranski bzw. Kossel und Kaischew [WilkeSS] laBt sich die Morphologie eines Kristalls mit der unterschiedlichen Anlagerungsenergie fur verschiedene Flachen erklaren. Daraus ergibt sich fur die Zinkblende- Struktur, daB die (111 )-Flache die geringste Anlagerungsenergie besitzt und somit die am lang- samsten wachsende Flache darstellt. Wird nun ein (111) orientiertes Substrat mit streifenformi- ger Si02-Maskierung als Bekeimungsflache verwendet, entstehen beim anschlieBenden Kristall- wachstum aus den Streifen laterale Wachstumsfronten, die eine hdhere Wachstumsgeschwindigkeit aufweisen als die vertikale Wachstumsrichtung. Durch diese selektive Anlagerung der Atome kdnnen somit dunne Schichten (wenige pm) auf einer amorphen Unterlage abgeschieden werden mit einer groBen lateralen Ausdehnung. Das Verhaltnis von lateral gewachsener Schichtbreite / und der jeweiligen Schichtdicke d ist ein MaB fur die Selektivitat des Epita- xieprozesses (aspect ratio). Versetzungen, die im Substrat vorhanden sind und sich zur Ober- flache fortsetzen, bleiben auf den schmalen Bekeimungsstreifen begrenzt, wahrend die lateral gewachsene Schicht frei von Defekten ist.

Eine erfolgreiche Anwendung dieser Methode ist jedoch nur dann gegeben, wenn folgende Be- dingungen erfullt sind:


• Das Kristallwachstum muB selektiv erfolgen. Wahrend des Epitaxieprozesses darf es zu keiner Keimbildung auf dem Maskenmaterial kommen. Zur Vermeidung von Verunreini- gungen auf der Maskenoberflache ist eine sorgfaltige Probenpraparation erforderlich.

• Das Verhaltnis der Wachstumsraten lateral und vertikal zur Oberflache sollte moglichst groG sein. Auf der einen Seite wird damit der Anteil von versetzungsfreiem Material in der Schicht vergroBert und somit die Kristallqualitat verbessert. Auf der anderen Seite ist die Forderung nach einer dunnen lateralen Schicht (1-3 pm) speziell fur die Epitaxie von GaAs auf hochversetztem G a As/Si von entscheidender Bedeutung. Auf Grund der unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten der beiden Materialien darf eine bestimmte Schichtdicke nicht uberschritten warden, urn RiBbildung zu vermeiden.

• Um zu einer geschlossenen lateral gewachsenen Schicht zu gelangen, muB das Ober- wachsen moglichst gleichmaBig und homogen uber die gesamte Substratbreite erfolgen. Das Zusammenwachsen der einzelnen Lamellen darf zu keiner weiteren Defektbildung fuhren.

Probenpraparation

Da der Erfolg der Epitaxie im hohen MaBe von der vorausgegangenen Probenpraparation abhangt, warden diese in Teilschritten naher vorgestellt warden.

a) Si02-Abscheidungb) Photolithographiec) Atzen der Maskenstrukturd) Entfernen des Photo lacks und Nachreinigung

Zu a) Das Aufbringen der Si02-Schicht geschieht in einer plasmaunterstutzten CVD-Anlage (PECVD). Als Ausgangsstoffe werden TEOS (Tetra-Ethyl-Ortho-Silikat) und 02 zur Herstellung des Si02 verwendet. Eine genaue Beschreibung der Anlage sowie die verwendeten Wachstumsparameter sind bei Bronner [Bronner89] nachzulesen. Mit dieser Methode kbnnen homogene und sehr glatte Schichten hergestellt werden, die bei den verwendeten Temperaturen (max. 800 °C) wahrend der Epitaxie stabil sind.

Zu b) In diesem Teilschritt wird zunachst ein lichtempfindlicher Photolack auf das mit Si02 beschichtete Substrat aufgesponnen. AnschlieBend werden die gewunschten Masken- strukturen in einem Maskaligner mittels Belichtung auf den Lack ubertragen. Hierbei kommt der Ausrichtung des Substrates eine groBe Bedeutung zu, da in diesem Schritt die Richtung der Bekeimungsstreifen festgelegt wird. Nach anschlieBender Entwicklung mit NaOH folgt eine thermische Stabilisierung des Lackes bei 120 °C. Nach diesem ProzeB sind die Bereiche, auf denen die Si02-Schicht verbleiben soil, mit Photolack geschutzt.

Zu c) AnschlieBend werden die freigelegten Si02-Strukturen herausgeatzt. Dabei ist zu beachten, daB das darunter liegende GaAs-Substrat nicht angegriffen wird. AuBerdem muB vermieden werden, daB es zu einer Unteratzung an den Si02-Kanten kommt. Dies wurde zu einer ungewollten Verbreiterung der Bekeimungsstreifen fuhren. Gute Ergebnisse mit nur geringer Unteratzung (ca. 1 pm bei 20 pm Streifenbreite) wurden mit einem Gemisch aus NH4F und HF im Verhaltns von 90:10 fur den AtzprozeB erzielt.

Zu d) Zum AbschluG wird der Photolack in Aceton restlos entfernt. Direkt vor dem Einbau in den Reaktor erfolgt noch ein Reinigungsschritt in 30 % HCI bei Raumtemperatur mit anschlieSendem Spulen in H20 (18 MQ) und Trockenblasen mit N2.

Der gesamte ProzeBablauf der Probenpraparation ist zur Ubersicht nochmals in Abbil- dung 3.2.2.26 dargestellt. Fur die selektive Epitaxie wurde die Breite der Streifen von 5-50 pm variiert, wobei 5 pm die unterste Grenze darstellt, die mit der vorhandenen Technologie reproduzierbar hergestellt werden kann. Eine fertig strukturierte GaAs-Oberflache mit Streifen im Ab- stand von 40 pm und einer Breite von 5 pm zeigt Abbildung 3.2.2.27 Das zugehorige Hohenprofil ist in Abbildung 3.2.2.28 dargestellt.


a) Si02- Abscheidung

Si02

b) Belichtung und Entwicklung

Masks

Photolack

c) Atzen von Si02

d) Entfemung des Photolacks

Abb. 3.2.2.26: Praparationsschritte zur Herstellung von Bekeimungsstreifen fur das laterale Oberwachsen.

Abb. 3.2.2.27: Oberflache eines (111B) GaAs- Abb. 3.2.2.28. Hohenprofil der Si02 Mas- Substrates mit Si02-Streifenmaske in <-1-12> ke mit einem 5 pm breiten Bekeimungs-Richtung orientiert (Breite 5 pm, Abstand 40 pm). streifen.


EinfluB der Streifenorientierung

Die <111> und <112> Richtungen der Zinkblende-Struktur weisen einen polaren Charakter auf. Die (111) Oberflache wird nur durch Ga-Atome gebildet, diese werden mit {111}A-Flache bezeichnet, wahrend die Oberflache (-1-1-1) stets von As-Atomen abgeschlossen wird, die mit {111}B-Flachen bezeichnet werden. Entsprechendes gilt fur die <112>A und <112>B Richtungen. Hinsichtlich der Orientierung der Bekeimungsstreifen auf (111 )B GaAs-Substrat werden in der Literatur zwei Falle diskutiert: Die Ausrichtung der Streifen in [-110] und [-1-12] oder aquivalente Richtungen. Zur Erzielung maximaler lateraler Wachstumsgeschwindigkeit hat sich die <112> Richtung als gunstig erwiesen, wahrend in <110> Richtung das schlechteste laterale Wachstum festgestellt wurde. Dies gilt jedoch nur fur die exakte Ausrichtung in <110>. Werden die Streifen urn wenige Grad von <110> fehlorientiert (0.5-3°), so lassen sich auch in dieser Richtung groBe laterale Wachstumsverhaltnisse erzielen. Wie aus Abbildung 3.2.2.29 ersichtlich, ergibt sich bei einer sternformigen Offnung der Streifen alle 30° alternierend eine <110> oder <112> Richtung. Um nun die Richtung mit dem groBten Verhaltnis der lateralen zur vertikalen Wachstumsgeschwindigkeit zu ermitteln, ist eine Fachermaske verwendet worden, deren Streifen um ±2° in 0.2°-Schritten variieren. Da mit ist es moglich, das laterale Wachstum aus den Bekeimungsstreifen nahe den kristallographischen Richtungen detailliert zu untersuchen.

Abb. 3.2.2.29: Verschiedene Orientierungen der Bekeimungsfenster auf einem (111)B GaAs- Substrat

Im folgenden soil zunachst die Ausrichtung der Streifen in [110] und aquivalenten Richtungen betrachtet werden. Abbildung 3.2.2.30 zeigt die Querschnittsaufnahme, Abbildung 3.2.2.31 die Oberflache einer nahezu parallel [-110] ausgerichteten Lamelle.

Abb. 3.2.2.30: Querschnitt einer in [-110] Richtung orientierten Lamelle mit {111 }Wachstums- fronten.


Abb. 3.2.2.31: (111 )B-Oberflache einer Lamelle exakt in [-1lO]-Richtung orientiert mit {111} terminierten Wachstumsfronten.

Als Wachstumsfronten haben sich {111} Flachen ausgebildet (Winkel zur Substratoberflache: 109.5°), die parallel zur kristallographischen Hauptachse [-110] und zu den Bekeimungsstreifen verlaufen. Das laterale/vertikale Wachstumsverhaltnis 1st mit 3-4:1 sehr gering, wobei das Wachstum aus den Streifen nicht symmetrisch nach beiden Seiten erfolgt.

Fur den Fall einer leichten Fehlorientierung der Streifen von 1-2° in [-211 ]-Richtung ergibt sich eine andere Form der Wachstumsfronten, wie aus Abbildung 3.2.2.32 zu ersehen ist. Das laterale/vertikale Wachstumsverhaltnis ist mit 8-10:1 deutlich besser als in exakter [-110]- Richtung. Ursache fur die hohere laterale Wachstumsgeschwindigkeit sind [-112]-orientierte und aquivalente Wachstumsstufen, die nun zusatzlich neben den {111} Flachen erscheinen und deren Anzahl mit zunehmender Fehlorientierung ansteigt. Im Vergleich zu den {111} Flachen wachsen diese sehr schnell und begunstigen somit die laterale Ausdehnung der Lamellen. Diese bevorzugte Anlagerung der Atome an den {-212} Stufen halt solange an, bis das Ende der Lamelle erreicht ist und die Seiten wieder von {111} Flachen begrenzt werden.

{-111} {-212}

Bekeimungsstreifen

Abb. 3.2.2.32: Bildung von (-212) und aquivalenten Stufen an den Wachstumsfronten bei 1-2' Fehlorientierung in [-211]-Richtung.


20

Ea0)■8

15

10

■ Dicke [|jm]e laterals Breite [pm]

■a

-1.5 -1 -0.5 0 0.5

Orientierung [° ]

1.5

80

70

- 60 fl)5

<>50toCD□J

40 3CD

- 30 'E*3,

Ii20 Abb. 3.2.2.33: Dicke und Breite einer10 lateral gewachsenen Lamelle in Abhan-

2 gigkeit von der Orientierung (Streifen- maske in [1-10] ±2°.)

Die Abhangigkeit der Bildung von {-212} Wachstumsstufen und somit des lateralen Wachstums von der Orientierung der Bekeimungsstreifen laBt sich anhand der Abbildung 3.2.2.33 anschau- lich darstellen. In direkter [-110]-Richtung findet kein bevorzugtes laterales Wachstum statt, Oberflache und Wachstumsfronten sind von {111} Flachen terminiert. Die Folge ist ein sehr niedriges laterales/vertikales Wachstumsverhaltnis. Erklaren laBt sich dieses VerbaIten dadurch, daB sich die Atome nicht mehr bevorzugt an den lateralen Wachstumsfronten anlagern. Liegen in vertikaler Wachstumsrichtung zudem noch Versetzungen vor, an denen der Einbau der Atome energetisch begunstigt wird, kann es sogar zu einem ausgepragten Hohenwachstum kommen. Erst wenn die Bekeimungsstreifen von der Hauptkristallrichtung abweichen, kommt es aufgrund der {-212} Wachstumsstufen zu einem bevorzugten lateralen Wachstum und einem hoheren lateralen/ vertikalen Wachstumsverhaltnis.

Noch deutlicher zeigt sich eine Veranderung des lateralen Wachstums bei Ausrichtung der Streifen in [-1-12]-Richtung. Die {111} Flachen sowie die schnellwachsenden {-212}-Stufen in lateraler Richtung sind nicht mehr ausgebildet. Statt dessen werden die Wachstumsfronten ausschlieBlich von {112} Flachen begrenzt. Da die Anlagerungsenergie fur diese Flachen gunstiger ist als die in {111} orientierten Oberflachen, kommt es nun zu einem ausgepragten lateralen Wachstum. Die Abbildungen 3.2.2.34 und 3.2.2.35 zeigen eine Lamelle, die parallel zur [-1-12] Richtung orientiert ist.

Abb. 3.2.2.34: (171)B Oberflache einer in [-1-12] orientierten Lamelle mit [-211]und Equivalent terminierten Wachstumsfronten.


(-12-1)

Abb. 3.2.2.35: VergroBerter Ausschnitt der {-211} Wachstumsfronten.

Bin Querschnitt mit den besten lateralen Ausdehnungen und geringster Schichtdicke ist in Abbil- dung 3.2.2.36 wiedergegeben. Das laterale/vertikale Wachstumsverhaltnis betragt fur diese Lamellen 20-23:1.

a)

[111 ] B

f lateral gewachsene Lamellen

Substrat

Abb. 3.2.2.36: (a) Querschnitt einer lateral gewachsenen GaAs-Struktur mit einem lateralen/vertikalen Wachstumsverhaltnis von maximal 20-23:1 und (b) schematische Darstellung mit 5-facher Oberhohung.

Bine signifikante Abhangigkeit des lateralen Wachstums von der Fehlorientierung (± 2°) wie bei der [-110] Ausrichtung konnte in diesem Falle nicht festgestellt werden. Dies ist verstandlich, da auch bei einer Abweichung der Streifenorientierung von der Hauptkristallrichtung nur {112} Wachstumsfronten entstehen und somit das Verhaltnis vom lateralen zum vertikalen Wachstum nicht geandert wird. In Abbildung 3.2.2.37 ist die Anderung von Dicke und Breite der Lamellen als Funktion der Orientierung graphisch dargestellt.


20

15 -

E <>

<DO

10 -

5 -

100■ Dicke [pm] a laterale Breite [pm]

« a

■ ■

80

. I 1.60 “

®ro

40 %CD

20

-2 -1.5 -1 -0.5 0 0.5 1 1.5 2

Orientierung [° ]

Abb. 3.2.2.37: Dicke und Breite von lateral gewachsenen Lamellen in Abhan- gigkeit von der Orientierung (Streifen- maske in Richtung [11-2] ± 2°).

Fur die Untersuchung zum selektiven Wachstum aus unterschiedlich orientierten Bekeimungs- streifen sind in Tabelle 3.2.2.2 die Zuchtungsparameter zusammenfassend dargestellt. Zur Erzielung maximaler lateraler Ausdehnung der Schichten hat sich eine Obersattigung der Schmelze von 2-3 °C sowie eine langsame Abkuhlgeschwindigkeit von 0.075 °C/min als optimal erwiesen. Bei groBerer Obersattigung und hoheren Abkuhlgeschwindigkeiten stellt sich auf der (111)B Substratoberflache ausgehend von Versetzungen oder Stufen ein erhohtes Wachstum in Normalenrichtung ein. Bezuglich der Streifenbreite konnte ein Optimum zwischen 10-20 pm festgestellt werden. Aus deutlich breiteren Streifen findet nur ein vernachlassigbares laterales Wachstum statt.

Tabelle 3.2.2.2: Parameter mit den besten lateralen/vertikalen Wachstumsverhaltnissen in unterschiedlichen kristallographischen Richtungen.

Streifen-ausrichtung

Ts [°C] AT [°C] (3 [°C/min][min]

W[pm]

I max

[pm]d

[pm]I/d

[-110] 760 2 0.075 120 10 30-40 10 3-4

[-110] ±2° 760 2 0.075 120 20 30-50 5-10 3-10

[-1-12] ±2° 760 3 0.075 120 20 70 3 23

Hierbei bedeuten Ts = Sattigungstemperatur AT = Obersattigungp = Abkuhlrate tg = Wachstumsdauer

Fur die Beurteilung der Schichtqualitat von lateral gewachsenen Lamellen wurde die Versetzungs- dichte durch Auszahlen von Atzgruben bestimmt. Mit diesem Verfahren, das in der Flalbleitertech- nologie breite Anwendung findet, kbnnen Defekte mittels einer naBchemischen Atze in Form von Atzgruben sichtbar gemacht werden [Sangwal87].

Abbildung 3.2.2.38 zeigt eine lateral gewachsene Lamelle mit einem Bekeimungsstreifen von ca. 20 pm Breite nach der Atzbehandlung. Deutlich ist zu erkennen, daB sich die Atzgruben nur innerhalb des Bekeimungsstreifens gebildet haben, der lateral uberwachsene Bereich jedoch ist frei von Atzgruben. Mit einer Versetzungsdichte von ca. 105 cm"2 konnte der gleiche Wert festgestellt werden wie fur die Versetzungsdichte im Substratmaterial.


Abb. 3.2.2.38: Aufsicht auf eine lateral gewachsene Lamelle mit Atzgruben innerhalb des Bekeimungsstreifens. Der uberwachsene Bereich ist frei von Versetzungen.

Bisher ist nur das Wachstumsverhalten von einzelnen Lamelien in unterschiedlichen kristallographischen Richtungen diskutiert worden. Ziel der Arbeiten war es jedoch, ein Zusammenwachsen dieser Lamelien zu einer geschlossenen Schicht zu erreichen. Hierbei treten jedoch erhebliche Proble- me auf, deren Ursache in der hohen Defektdichte des Substrates zu suchen ist. Liegt in den Be- keimungsstreifen eine hohe Anzahl von Versetzungen vor, so ist das laterale/vertikale Verhaltnis nicht mehr abhangig von der Streifenorientierung. Vielmehr wird nun das Kristallwachstum durch die Anlagerung der Atome an Versetzungen (z. B. Schraubenversetzungen) bestimmt, da dies energetisch gunstiger ist a Is an den lateralen Wachstumsfronten. Somit kommt es zu einem un- kontrollierten Hohenwachstum, das ein homogenes Zusammenwachsen mit gleicher Schichtdicke unmoglich macht. Abbildung 3.2.2.39 ist ein typisches Beispiel fur diesen Effekt. Hinzu kommt, daB die Atome auf der Lamellenoberflache eine immer groBere Distanz zurucklegen mussen, sollen sie an den lateralen Wachstumsfronten eingebaut werden. Das kann jedoch nur dann geschehen, wenn an der Oberflache keine attraktiven Gitterpositionen vorliegen, an denen sich die Bausteine anlagern konnen. Entstehen aufgrund von Gitterstorungen Bereiche erhohter Oberfla- chenenergie, wird dadurch ein dreidimensionales Kristallwachstum in Normalenrichtung begunstigt.

Abb. 3.2.2.39: Unterschiedliches Hohenwachstum der Lamelien bedingt durch die hohe Verset- zungsdichte im Substrat.

Zusammenfassend kann fur das laterale Oberwachsen von GaAs auf GaAs-Substrat festgehalten werden, daB mit der Optimierung der Ausrichtung von Bekeimungsstreifen groSe und defektfreie Lamelien mit einer gesamten lateralen Ausdehnung von 100-200 pm gewachsen werden konnen. Die somit erzielten Flachen mogen ausreichen, um kleine Bauelemente wie Transistoren oder Dio- den zu integrieren. Da jedoch ein kontrollierbares selektives Wachstum und groBflachiges Zusam- mmenwachsen der Lamelien zur Herstellung einer geschlossenen und defektfreien Schicht nach den bisherigen Untersuchen mehr als fraglich ist, scheint eine Anwendung dieser Technik fur Soiarzellen wenig geeignet zu sein. Im Hinblick auf das laterale Oberwachsen von GaAs auf hoch- versetzten GaAs/Si-Strukturen mit einer Versetzungsdichte von ca. 106 cm"2 muB man andere We- ge finden, um die Defekte zu reduzieren.


3.2.3 GaAs-Solarzellen auf Ge-Substraten (UST)

Neben Si bietet sich auch Ge a Is billigem Substrat fur GaAs-Solarzellen an. Aufgrund der hoheren Stabilitat des Ge konnen dunnere Substrate (im Vergleich zu GaAs-Substraten) verwendet werden, so daB die Zellen deutlich leichter werden. Weiterhin hat Ge fast dieselbe Gitterkon- stante wie GaAs (Aa/a ~ 7x10"4), so daB einige Probleme, die bei der Heteroepitaxie von GaAs auf Si auftreten, hier nicht vorhanden sind. Deshalb konnten auf Ge-Substraten auch bereits deutlich bessere GaAs-Solarzellen hergestellt werden mit Spitzenwirkungsgraden von 20.5% (AM 0) [Iles90]. Solche Zellen werden inzwischen in groBen Mengen produziert, und erste Satel- liten wurden damit bestuckt.

Dennoch bestehen auch hier gegenuber der Epitaxie auf GaAs-Substraten sehr grundsatzliche Probleme, die die Bauelement-Leistungsdaten begrenzen.

Wie bei GaAs auf Si kann es auch hier zur Bildung von Antiphasendomanen (APD) kommen. Ahnlich wie bei Si kann deren Bildung aber durch die Verwendung fehlorientierter Ge-Substrate (in der Regel 6° in [110]-Richtung) weitgehend unterdruckt werden.

Die Gitterfehlanpassung ist zwar gering, stellt aber dennoch ein Problem dar. Die kritische Schichtdicke, die sich a us dieser Gitterfehlanpassung ergibt, betragt nach dem Modell von Matthews und Blakeslee ca. 220 nm. Bei typischen Schichtdicken der GaAs-Solarzellen von ca. 5 pm kommt es daher zur Bildung von Fehlanpassungsversetzungen und Stapelfehlern [Pelosi95].

Das Hauptproblem der Epitaxie von GaAs auf Ge-Substraten liegt allerdings in der starken Interdiffusion von Ga-, As- und Ge-Atomen an der GaAs/Ge-Heterogrenzflache. Dabei kommt es vor allem zu einer Ga-Diffusion in das Ge-Substrat und damit zur Bildung eines unerwunsch- ten pn-Obergangs an der Grenzflache. Dieser interne pn-Ubergang wird bei Bestrahlung mit Licht in Sperrichtung betrieben und vermindert sehr stark die Solarzelleneigenschaften. Gleich- zeitig konnen groBe Mengen Ge ins GaAs diffundieren.

Diese Probleme erfordern eine sorgfaltige Optimierung der Epitaxieparameter, insbesondere Wachstumstemperatur und Wachstumszeit [Chen91],

Im Rahmen unserer Zusammenarbeit mit der Firma ASE (Heilbronn) wurden auch im vorliegenden Projekt Studien zur Epitaxie von GaAs-Solarzellen auf Ge-Substraten durchgefuhrt. Hierbei sollten vor allem Untersuchungen zur GaAs-Ge-Grenzflache hinsichtlich der Interdiffusionspro- blematik durchgefuhrt werden.

Die Strukturen wurden nach der Epitaxie in Heilbronn zu Solarzellen prozessiert.

Hauptaugenmerk wurde auf die Temperatur der Nukleationsschicht sowie auf die Epitaxieparameter zu Beginn des Wachstumsprozesses gelegt. Beste Ergebnisse wurden bei einer Nukleati- onstemperatur von 500°C erzielt. Die eigentliche Solarzellenstruktur entsprach im wesentlichen der, wie sie auf GaAs-Substraten entwickelt worden war. Allerdings wurde der EpitaxieprozeB der Puffer- und eines Teils der Basisschicht auf hdhere Wachstumsraten (4 pm/h) und reduzierte Temperatur (650 °C) hin optimiert, urn die Zeit zu minimieren, in der die Struktur hohen Temperaturen ausgesetzt ist.

Zu Beginn der Epitaxie wurde das Ge-Substrat 30 min bei 750 °C unter AsH3-Strdmung ausge- heizt. AnschlieBend wurde eine dunne GaAs-Nukleationsschicht (ca. 20 nm) bei 500 °C abgeschieden. Wahrend des folgenden Hochheizens des Substrats auf 650 °C wurde das Wachstum unterbrochen. Der eigentliche Solarzellenbereich (pn-Ubergang usw.) wurde mit unserer ublichen Wachstumsrate (2 pm/h) und -temperatur (700 °C) abgeschieden, urn beste Materialquali- tat zu erzielen.

Die so epitaxierte Solarzelle zeigte nach der Bauelement-Prozessierung recht gute Kenndaten (s. Tab. 3.2.3.1). Die Werte sind wie erwartet deutlich besser als auf Si-Substraten, erreichen aber bisher bei weitem nicht die Ergebnisse auf GaAs-Substraten aufgrund der Interdiffusionspro- blematik. Aufbauend auf unseren Ergebnissen wurde die Entwicklung bei der ASE fortgesetzt.


Dort konnten inzwischen deutlich verbesserte Strukturen epitaxiert warden [Braun95] die im internationalen Vergleich hervorragend bestehen konnen.

Tabelle 3.2.3.1: Daten einiger reprasentativer GaAs-Solarzellen auf Ge-Substraten.

Epitaxie Voc [mV] Jsc [mA/cm2] FF [%] n [%] Bemerkung

Uni Stuttgart 1020 29.00 84.0 18.4 AM 0

ASE Heilbronn 1013 31.10 84.8 19.8 AM 0

62 4 GaAs-Konzentratorsolarzellen

4 GaAs-Konzentratorsolarzellen4.1 Solarstrahlung und Nachfuhrung

Die spektrale Verteilung der Strahlungsintensitat

Naherungsweise entspricht das Spektrum der extraterrestrischen Solarstrahlung dem eines Hohlraumstrahlers bei 5762 K [Marti91], Dieses Spektrum wird im allgemeinen mit AMO (air-mass 0) bezeichnet. Die spektrale EnergiefluBdichte (oder auch spektrale Strahlungsintensitat) wird in dieser Arbeit F(X) (Einheit Wm‘2nm'1) und die spektrale EnergiefluBdichte pro Raumwinkelelement sin6d0 wird r(X,G) (Einheit Wm^nm^sr"1) genannt. Das Integral uber F(X) ist die EnergiefluBdichte M=|FdX [Sizmann91]. Die Strahlungsintensitat jFAMOdX vor Eintritt in die Erdatmosphare wird als Solarkonstante bezeichnet. Sie betragt 1367 Wm'2 [Lorenzo89]. Letztere GroBe schwankt unter anderem wegen der Exzentrizitat der Erdbahn jahreszeitlich um ±3.5 %.

Durch die Absorption des Sonnenlichts in Gasen wie Sauerstoff, Wasserstoff, Ozon und Stickstoff oder Aerosolen (flussige oder feste Partikel) in der Atmosphare verringert sich die Strahlung, die auf der Erde ankommt. Durch die Streuung an diesen Partikeln wird die Strahlungsintensitat, aber besonders die Strahlungsintensitat pro Raumwinkelelement reduziert [Gueymard93]. Die spektrale Verteilung dieser Strahlung hangt wesentlich vom wellenlangenabhangigen Absorptions- koeffizienten und von der Dichte der absorbierenden Moiekule ab.

Das Spektrum, welches dadurch entsteht, daB das Sonnenlicht eine standardisierte Erdatmosphare ohne Wolken durchlauft, wird mit AM1.5G bezeichnet. "G" steht fur global radiation oder Globalstrahlung. Die Strahlungsintensitat |FAM15GdX betragt 963 W/m2 [ASTME892'93]. Die Globalstrahlung verringert sich entsprechend, wenn sich Wolken oder Staub in der Atmosphare befinden. Beide Anteile erhdhen jeweils die Streuung und die Extinktion des Sonnenlichts.

Ein Teil der in der Atmosphare gestreuten Strahlung erreicht als Diffus- oder Zirkumsolarstrahlung die Erdoberflache. Dabei ist die Zirkumsolarstrahlung oder Aureola der durch Mie-Streuung im Bereich von wenigen Grad um die Sonne vorwartsgestreute Anteil. Die Strahlung, die ungehindert durch die Atmosphare hindurchtritt, wird Direktstrahlung genannt. Auch in diesem Fall wurde a us Grunden der Referenz wie im Falle der Globalstrahlung ein standardisiertes Spektrum erstellt [ASTME89r93]. Dieses wird mit AM1.5D bezeichnet. "D" steht fur "direct radiation". Das Integral uber die Strahlungsleistung |FAM15DdX betragt 768 W/m2. Die Globalstrahlung besteht aus Direkt-, Zirkumsolar- und Diffusstrahlung.

Standardisierte Spektren-------AMO-------AM1.5G------- ,5D

0.4 :

200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000Wellenlange [nm]

Abb. 4.1: Spektrale Verteilung der auf lOOOWrn2 normierten ASTM-Spektren. Die Infrarotver- schiebung des AMI.5D-Spektrums gegenuber dem AMI,5G-Spektrum fuhrt zu einer deutlichen Verringerung des Wirkungsgrads von Solarzellen mit hohem Bandabstand.

4 GaAs-Konzentratorsolarzellen 63

In Abbildung 4.1 sind alle drei Spektren AMO, AM1.5G und AM1.5D, normiert auf 1000 W/m2, dargestellt. Da im AM1.5G-Spektrum die kurzwelligen Photonen bereits absorbiert wurden, ist die Intensitat besonders im ultravioletten Spektralbereich geringer als im AMO-Spektrum. Da vor allem das kurzwellige Licht in der Atmosphare gestreut wird (blauer Himmel), fehlen im AM1.5D- Spektrum zusatzlich auch die gestreuten blauen Photonen der diffusen Solarstrahlung. Das hat zur Folge, daG die Intensitat im blauen Spektralbereich wesentlich geringer ist als im AM1.5G- Spektrum, jedoch nicht im infraroten Spektralbereich. Letztere Tatsache hat einen bedeutenden EinfluB auf den Wirkungsgrad von Solarzellen mit groGem Bandabstand (Eg > 1 eV) unter Konzentration. Der Anteil der Photonen im auf 1000 W/m2 normierten AM1.5D-Spektrum, die von einer solchen Solarzelle genutzt werden konnen, ist wesentlich geringer als der Anteil im AM1.5G-Spektrum. Die maximale KurzschluBstromdichte Jscmax einer Solarzelle mit Bandabstand Eg kann durch Integration uber die Anzahl der absorbierten Photonen bei gegebenem Spektrum berechnet werden. Dazu muG die spektrale Strahlungsintensitat durch die Energie der Photonen geteilt werden:

4 he(4.1)

e0 = 1.6x10"19 As ist die Elementarladung, h = 6.6x10"34 Js die Plancksche Konstante, c = 3x108 m/s die Lichtgeschwindigkeit, F die spektrale EnergiefluBdichte in Wm"2nm'1 und (V^m) die Diskretisie- rung des Spektrums. Xg = hc/(e0Eg) ist die Absorptionskante der Solarzelle (hier: des Halbleiters). In Tabelle 4.1 sind die maximalen KurzschluGstromdichten verschiedener Halbleiter-Solarzellen mit unterschiedlichem Bandabstand in Abhangigkeit der verschiedenen Spektren dargestellt.

Tabelle 4.1: Maximale KurzschluBstromdichten verschiedener Solarzellen in Abhangigkeit der standardisierten Spektren AMO, AM1.5G und AM1.5D (ASTM) und fur einige berechnete Spektralverteilungen der Direktstrahlung mit steigendem Aerosolgehalt. Alle Spektren wurden auf 1000 W/m2 normiert, Xg: Absorptionskante.

maximale KurzschluBstromdichte der Zelle [mA/cm2]

SpektrumGao.5lno.5PXg = 670 nm

GaAsXg = 870 nm

SiXg = 1100 nm

GaSbXg= 1720 nm

AM0-ASTM 17.5 28.5 39.1 57.5

AM1.5G-ASTM 18.2 31.5 43.6 60.2

AM1.5D-ASTM 16.2 29.9 43.1 61.4

P

Berechnetes Spek- 0.05 17.2 31.0 43.5 60.7

trum mit Air Mass 0.1 16.1 30.1 43.2 61.7

= 1.5 und unter- 0.2 14.1 28.3 42.3 63.5

schiedlichem p 0.3 12.3 26.4 41.4 65.1

Eine ideale GaSb-Solarzelle (Eg = 0.72 eV bei Raumtemperatur) hat einen 2 % hoheren Kurz- schluBstrom unter AM1,5D-Bedingungen als unter dem Globalstrahlungsspektrum. Dagegen hat eine Silicium-Solarzelle (Eg = 1.1 eV), wenn sie mit dem AM1.5D-Spektrum bestrahlt wird, einen 1 % niedrigeren KurzschluBstrom bzw. Wirkungsgrad als wenn sie mit dem AM1.5G-Spektrum beleuchtet wird. Fur die GaAs-Solarzelle (Eg = 1.42 eV) betragt der Unterschied zwischen dem Wirkungsgrad unter AM 1.5D-Bedingungen und dem unter AM 1.5G-Bedingungen bereits 5 %. Im Falle einer GalnP-Solarzelle (Eg = 1.85 eV) ist der Wirkungsgrad unter Direktstrahiungs-Bedingun- gen sogar 10 % geringer, da der gesamte infrarote und rote Spektralbereich von dieser Zelle nicht

64 4 GaAs-Konzentratorsoiarzellen

genutzt warden kann. Im Vergleich zwischen AMO- und AM1.5G-Spektrum sind die Verhaltnisse unngekehrt. Das auf 1000 W/m2 normierte AMO-Spektrum enthalt insgesamt weniger Photonen als die normierten AM1.5-Spektren. Dies wirkt sich am starksten auf die Solarzellen mit niedrigem Bandabstand a us.

Die tatsachliche Spektralverteilung bei Freilandmessungen von Konzentratormodulen sollte deshalb dem AM1,5D-Spektrum so ahnlich wie moglich sein. Im Winterhalbjahr werden AM1.5D- Bedingungen in Freiburg schon deshalb nicht erreicht, weil durch den niedrigen Sonnenstand das Sonnenlicht auch Mittags mehr als 1.5 mal die Dicke der Erdatmosphare durchquert. Das Spek- trum der Direktstrahlung wird dadurch noch waiter ins Infrarote verschoben. Der Wirkungsgrad von Solarzellen mit groBem Bandabstand wird dadurch unterbewertet. Die Messung sollte daher in Freiburg im Zeitraum zwischen dem 21.3. und 21.9. erfolgen. Der Neigungswinkel der Sonne sollte 48° betragen.

P =0.05

Strahlungsintensitat M:------- 867 W/m*........ 769 W/m'-------612 W/m'.........494 W/m'

200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000Welleniange [nm]

Abb. 4.2: EinfluB des Aerosoigehalts auf die spektrale Verteilung der Direktstrahlung (berechnet von [Delaunay95]). Mit zunehmenden Aerolsolgehalt verringert sich besonders die Strahlungsintensitat im blauen Spektralbereich, was sich un- gunstig auf den Wirkungsgrad der Solarzellen mit groBem Bandabstand auswirkt.

Das Spektrum der Direktstrahlung hangt auBerdem stark vom Aerosolgehalt der Atmosphare ab. Der Aerosolgehalt kann durch den Angstrom-Trubungskoeffizienten p beschrieben werden. Ver- schiedene Spektren, die mit unterschiedlichem p berechnet wurden, sind in Abbildung 4.2 dargestellt [Delaunay95], Die berechnete Spektralverteilung fur p = 0.1 entspricht ziemlich genau dem standardisierten AM1.5D-Spektrum. 1st p geringer, so ist das Spektrum Blau- und bei hohem Aerosolgehalt Infrarot-verschoben. Die Einflusse dieser Spektralverschiebungen auf die maximalen KurzschluBstromdichten verschiedener Solarzellen sind in Tabelle 4.1 dargestellt. Bei sehr klarem Wetter (p = 0.05) wird im Fa lie der GalnP-Solarzelle ein 7 % hoheres (bezogen auf 1000 W/m2) bestimmt, als unter AM1.5D-Bedingungen. Bei sehr trubem Wetter (p = 0.3) ist der Wert jedoch 30 % niedriger. Der KurzschluBstrom der GaAs-Zelle ist weniger abhangig von der Spektralverteilung. Die Abweichungen betragen 3 % bei klarem Wetter, aber immerhin 14 % bei trubem Wetter. Fur die GaSb-Zelle sind die Verhaltnisse genau umgekehrt. Bei geringem Aerosolgehalt wird ein zu hoher und bei trubem Wetter ein zu niedriger Wirkungsgrad bestimmt.

P ist umgekehrt proportional zur Direktstrahlungsintensitat. Wird die Messung des Modul- oder Solarzellenwirkungsgrads bei ungefahr 770 W/m2 Direktstrahlung und einem Sonnen-Neigungs- winkel von 48° durchgefuhrt, so kann davon ausgegangen werden, daB ein AM1.5D ahnliches Spektrum vorliegt. Sind die Bedingungen bei der Messung jedoch wesentlich verschieden, so muB, besonders bei Solarzellen mit hohem Bandabstand, zusatzlich zur Intensitat auch die Spektralverteilung der Direktstrahlung bestimmt werden. Dies kann durch die Messung mit einem Spek- tralradiometer geschehen.


Die winkelabhangige Intensitatsverteilung der Strahlung

Von der Erde aus gesehen erscheint die Sonne unter Vernachlassigung der Atmosphare a Is eine Kreisscheibe unter einem Winkel von 0.53° bis 0.55°, je nach Stand der Erde auf der Umlaufbahn urn die Sonne. Der entsprechende Halbwinkel betragt 0.27°. Aus diesem Winkelbereich gelangt also die Direktstrahlung auf die Erde. Die Strahlungsleistung aus einem Raumwinkelelement in Richtung der Sonne kann bis fast funf GroBenordnungen uber der der Diffusstrahlung liegen. Diese Tatsache wird in solaren Konzentrator-Systemen ausgenutzt.

Der realisierbare Konzentrationsfaktor C eines konzentrierenden Systems steigt, je weiter dessen Akzeptanzwinkelbereich eingeschrankt wird. Aus diesem Grund ist es erstrebenswert, daB uber einen moglichst langen Zeitraum hinweg die Direktstrahlung aus einem moglichst geringen Raumwinkelbereich auf die Ebene der Konzentrator-Apertur fallt. Dies ist nur dann der Fall, wenn der Konzentrator nachgefuhrt wird.

Auf eine statische Flache fallt die Direktstrahlung in dem Winkelbereich ein, der durch die jeweilige Richtung r des Sonnenmittelpunkts gegeben ist. Ist die Flache entsprechend der geografischen Breite <j>g nach Suden geneigt (Aquatorialebene), so kann diese Richtung durch folgenden Vektor in kartesischen Koordinaten ausgedruckt werden [Winston78, Lorenzo89]:

r-cos5 -sinco^

cos 8 • cos to (4.2)

V sin 8 )

Dabei zeigt die x-Achse nach Osten, und die z-Achse ist parallel zur Erdachse. 5 ist der Deklina- tionswinkel am Tag d des Jahres und © der Stundenwinkel zur Stunde h, wobei h = 0 ist, wenn die Sonne im Zenit steht. Es gelten folgende Beziehungen:

(4.3)

Es ist leicht zu ersehen, daB zwischen 6 und 18 Uhr alle Stundenwinkel in x/y-Richtung mit positivem y durchlaufen werden. Innerhalb eines Jahres liegt der Deklinationswinkel, aus dem die Direktstrahlung auf die Aquatorialebene trifft, im Bereich zwischen +23.45° (Sommersonnen- wende) und -23.45° (Wintersonnenwende).

Eine Einschrankung des Raumwinkelbereichs, aus welchem die Direktstrahlung auf die Konzentrator-Apertur fallt, laBt sich beispielsweise durch die einachsige polare Nachfuhrung erreichen. Dabei wird das Konzentratorsystem analog zum Stundenwinkel to parallel zur Erdachse nachgefuhrt (s. Abb. 4.3c). Dies hat den Vorteil, daB sich der Winkel, aus welchem der Sonnenmit- telpunkt vom Konzentrator aus gesehen wird, innerhalb von 24 Stunden urn weniger als 0.5° andert und innerhalb eines Jahres urn nur 46.9°. Eine zusatzliche Einschrankung des Raumwinkelbereichs wird dadurch erreicht, daB auch die Bewegung der Deklination der Sonne zur Aquatorialebene ausgeglichen wird. Ist die Nachfuhrung exakt und soli nur die Direktstrahlung genutzt werden, so kann der Konzentrator einen radialen Akzeptanzwinkelhalbwinkel von nur 0.27° haben.

Durch Drehung der Aquatorialebene urn den Wert der geographischen Breite <j>g urn die Ost-West Achse wird r Equatorial in r Horizontal verwandelt. Das entsprechende Koordinatensystem hangt mit der Horizontalebene des Ortes zusammen, wobei die x-Achse nach Osten und die y-Achse nach Norden zeigt:


r 1 0 0 \ f -cos5 sinco \ / —cosSsin© \

0 -sin 3^ cos3>? —cos5 - cos© -sin0g cos5 sin© +cos<E*y sin5

V o cos<£>? sin J \ sin 5 J X cos4>?-cos5-cos©+sin4>?-sin8 ^

(4.4)

Abb. 4.3: Darstellung von drei Moglichkeiten der einachsigen Nachfuhrung um verschiedene Achsen: a) Nord-Sud, b) Ost-West und c) poiare Nachfuhrung.

Der Winkel, den r Horizontal und die z-Achse einschlieBen, wird Zenitwinkel, sein Komplement Hohenwinkel genannt. Dagegen wird der Winkel zwischen dem in die Horizontebene projizierten Richtungsvektor r Horizontal und der Sudrichtung mit Azimutwinkel bezeichnet. In diesem Koor- dinatensystem ergeben sich nun zwei weitere Moglichkeiten der einachsigen Nachfuhrung, die ebenfalls in Abbildung 4.3 dargestellt sind. Einmal kann der Zenitwinkel nachgefuhrt werden. Die Bewegung erfolgt dabei um die x-Achse (Ost-West-Nachfuhrung).

Zum anderen kann der Azimutwinkel nachgefuhrt werden. In diesem Winkel geschieht die Bewegung um die y-Achse (Nord-SGd-Nachfuhrung). Beide Arten der Nachfuhrung haben den Nachteil, daB der Raumwinkelbereich, aus welchem wahrend eines Jahres die Direktstrahlung zu erwarten ist, wesentlich groBer ist als im Falle der polaren Nachfuhrung. Dadurch sinkt dann auch die jahrliche mittlere Strahlungsintensitat pro Raumwinkelelement im Vergleich zu einer Nachfuhrung parallel zur Erdachse um den Faktor 2 (Nord-Sud), bzw. 3 (Ost-West Nachfuhrung) in Freiburg fur das Testreferenzjahr. Durch den Vergleich der Gleichungen 4.2 und 4.4 ergibt sich auBerdem, daB die Nachfuhrung des Stundenwinkels die einfachste der drei Bewegungen darstellt.

Soli auBerdem der Solarwandler zur Anpassung an dessen Akzeptanzbereich zweiachsig nachgefuhrt werden, so ergibt sich im Falle einer Nachfuhrung um eine horizontale Achse eine zusatzliche zweite Bewegung mit vergleichsweise groBer Geschwindigkeit gegenuber der polaren Nachfuhrung, wo die zweite Achse innerhalb eines Tages kaum verandert werden muB. Aus den oben genannten GrOnden wurde im Rahmen dieser Arbeit eine Nachfuhranlage realisiert, die in erster Linie um eine poiare Achse nachgefuhrt wird und dann auch die Deklination nachfuhrt.

Die Messung der Zirkumsolarstrahlung

In den vorangegangenen Abschnitten wurde in erster Linie zwischen Global- und Direktstrahlung unterschieden und die spektrale und winkelabhangige Verteilung der beiden Anteile betrachtet. AuBerdem kann aber auch die vorwartsgestreute Zirkumsolarstrahlung fur konzentrierende Systeme eine Rolle spielen. Die Zirkumsolarstrahlung kann durch den Zirkumsolaranteil Zs0 charakterisiert werden, wobei Zso wie folgt definiert ist [RabelSZ]:


J Jl\©, X ) cos © sin &dkd@

'-,ZXO ”J Jr (0, X) cos © sin ®dkd©0 0

0S = 0.27° ist der Sonnenwinkel und 0^ ist die Obergrenze des zirkumsolaren Bereichs zwischen 2.5° und 10°. r(@,X) bezeichnet die spektrale Intensitat des Sonnenlichts pro Raumwinkeleiement sinBdB. Der Halbwinkel des Lichtstrahls vom Sonnenmittelpunkt wird mit 0 bezeichnet. Der Faktor cos0 (Richtungskosinus von 0) berucksichtigt die Schwachung der Strahlungsintensitat bei schragem Einfall. cos0 ist bei kleinen Winkeln ungefahr 1 und wird daher im folgenden vernachlassigt.

Im Rahmen dieser Arbeit diente die genaue Messung der verschiedenen Bereiche der Solar- strahlung (vor aliem der Anteil der Direkt- und Zirkumsolarstrahlung) der prazisen Wirkungsgrad- bestimmung von Konzentratormodulen. Mit einer Datenbasis von gemessenen Strahlungswerten kann jedoch auch der Jahresertrag von Solarenergiekonvertern berechnet warden.

Im allgemeinen werden zur Bestimmung der Direktstrahlung Pyrheliometer verwendet, welche der Sonne nachgefuhrt werden. Ihr halber Offnungswinkel betragt 2.5°. Auf diese Weise wird die tatsachliche Direktstrahlung uberbewertet [Jeys75]. Grassl [Grassl71] schlagt daher eine Korrektur der MeBwerte durch die berechnete Zirkumsolarstrahlung vor. Dies setzt jedoch eine genaue Kenntnis der jeweiligen Zusammensetzung der Aerosole in der Atmosphare voraus.

Die meisten konzentrierenden Systeme, auch die Module, die in diesem Projekt hergestellt wurden, haben einen kleineren Akzeptanzwinkelbereich (~0.5°-1°) als die Pyrheliometer. Die fur das System nutzbare Solarstrahlung wird daher uberschatzt und daher ein zu niedriger Wirkungsgrad bestimmt. Um dieses Problem auszuschlieBen, wurde im Projektzeitraum ein sehr einfaches Verfahren gefunden, um die Zirkumsolarstrahlung zu messen.

Am Lawrence Berkley Laboratory wurden Mitte der siebziger Jahre sogenannte Zirkumsolar- teleskope entwickelt [Grether79]. Ihre Auflosung betragt weniger als ein Zehntel des Off- nungshalbwinkels der Sonnenscheibe (0.025°). Dadurch konnte die Intensitatsverteilung innerhalb der Sonnenscheibe und einige Grad um sie herum gemessen werden. Ein Verfahren, welches mit einer CCD-Kamera und moderner Abbildungverarbeitung arbeitet, wird zur Zeit an der University of Sydney entwickelt [Monger95].

Das im folgenden vorgestellt Verfahren diente zur Bestimmung des Zirkumsolaranteils wahrend der Messung von Konzentratormodul-Wirkungsgraden. Zwei 432 mm lange Aluminium-Rohre werden wahrend der Messung auf der Nachfuhranlage montiert. Sie sind auf der Innenseite schwarz lackiert, und drei Blenden sind in regelmaBigen Abstanden in der Lange der Rohre so angeordnet, daB, von dessen Boden a us gesehen ein Offnungshalbwinkel von 0pyr = 2.5° entsteht, welches dem eines Pyrheliometers entspricht. Auf dem Boden der beiden Rohre befindet sich jeweils eine LPE-ER-GaAs-Konzentratorsolarzelle mit einem Durchmesser von 1.1 mm (s. Abb. 4.4). Gegenuber der Offnung der Blenden (Durchmesser der vorderen Blende = 44 mm) kann die Solarzelle als Punktempfanger angesehen werden. Beide Solarzellen haben nahezu identische spektrale Empfindlichkeiten SR(X) und KurzschluBstrome lsc.


GaAs-Zellen

Abb. 4.4: Bestimmung der Strahlungsintensitat, die vom Konzentrator genutzt werden kann. ae ist der Akzeptanzwinkel des Konzentrators.

Die KurzschluBstrome beider Solarzellen werden gleichzeitig gemessen. Der Durchmesser von einer der beiden Blenden am Ende eines Rohres kann so weit reduziert werden, daB der entsprechende Offnungswinkel ae kleiner ist als 9S. Az sei das Verhaltnis der Strahlungsintensitat a us dem kleinen Winkelbereich ae zu der aus dem groBen Winkelbereich 0pyr = 2.5°. Es gilt:

Ctôo Ctt,co

f fr(0,X)sin0^0 [ fr(0, A, )SR( X ) sin QdXd®A =ii______= ii________________________ Isc{F{X),ae)z eV« @pyr« J (F(X) © )

J Jr(0,A,)sin®dkd& J Jr(0,A)5i?(A,)sin©^© " ’ Pyr0 0 0 0

Die Funktion Az gibt den Anteil der vom Pyrheliometer gemessenen Strahlung an, die von einem Konzentrator-System mit Akzeptanzwinkel ae genutzt werden kann (Abb. 4.4). Auf diese Weise kann der Wirkungsgrad auch unter Berucksichtigung der Zirkumsolarstrahlung exakt bestimmt werden.

Naherungsweise entspricht Az dem Verhaltnis der beiden KurzschluBstrome. Voraussetzung ist allerdings, daB die Zirkumsolarstrahlung in dem Spektralbereich klein ist, in dem die spektrale Empfindlichkeit der GaAs-Zelle klein ist. Soil auBerdem die unterschiedliche SR der beiden Solarzellen berucksichtigt werden, so mussen deren KurzschluBstrome unter vergleichbaren spektralen Bedingungen und gleichem Akzeptanzwinkel gleichzeitig zu einem anderen Zeitpunkt t-, gemessen werden. Dadurch ergibt sich folgende Beziehung fur Az:


I sc (sz2, F 2 (^> t2), a e) Isc(szl,Fi(^,ti), Qpyr)

I sc (szl, F2(K 12),Qpyr) I sc (Sz2, Fl tl),Qpyr)

t2 ist der Zeitpunkt der Messung von Az, sz1 dient als Monitorzelle und sz2 zur Messung der Strahlung im eingeschrankten Winkelbereich.

Wird ae = 6S = 0.27° gesetzt, so ergibt ein Vergleich mit Gleichung 4.4: Zso = 1-AZ. Auf diese Weise kann also der Zirkumsolaranteil bestimmt warden, der fur ein Modul aus GaAs-Zellen relevant ist.

In Abbildung 4.5 ist Az fur verschiedene Offnungshalbwinkel aufgetragen. Die Messungen wurden an klaren MeBtagen bei unterschiedlicher Strahlungsintensitat durchgefuhrt. Es ergab sich, daB bei hoher Direktstrahlung (890 W/m2) der Quotient Az fur alle ae > 0S = 0.27° groSer als 99 % war. Bei geringerer Direktstrahlung (600 W/m2) ist der Quotient Az geringer, der Zirkumsolaranteil entsprechend hoher. Bei ae = 9S = 0.27° ergab sich bei alien Messungen, sowohl in Madrid als auch in Freiburg, eine scharfe Abschneidekante von Az. Dies zeigt, daB diese einfache MeBmethode ein sinnvolles MaB fur die Zirkumsolarstrahlung ist. Der Zirkumsolaranteil Zso = 1-AZ betrug bei der Messung in Freiburg 0.7 % und in Madrid 2 %.

Bei klarem Wetter und hohem Sonnenstand zeigen auch die Messungen aus den USA, daB der Zirkumsolaranteil unter 1 % liegt [Jeys76, Grether79]. Eine Ausnahme bildet jedoch der EinfluB einer Zirrusschicht. In diesem Fall kann der Zirkumsolaranteil bei geringer Einstrahlung bis zu 50 % betragen. Beide Werte werden auch durch theoretische Berechnungen von [Thomalla83] bestatigt, welche die GroBe und die Verteilung der streuenden Partikel berucksichtigen.

Bislang sind Monatsmittel der Zirkumsolarstrahlung nur von wenigen Orten in den USA vorhanden. Die Werte liegen zwischen 2 und 10 %. Der EinfluB, den dies auf die Auslegung des Akzeptanzwinkels von Konzentratorsystemen hat, wird von [Grether79, Rabl82, Brunotte95] untersucht. Wird beispielsweise ein Akzeptanzwinkel von 0.8° gewahlt und wird auBerdem berucksichtigt, daB eine Direktstrahlung unter 50 W/m2 vom System nicht mehr genutzt werden kann, so ergibt sich, daB nur 1 bis 3 % der vom Pyrheliometer gemessenen monatlichen Strahlung verloren gehen [Rabl82].

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I!M o 85n .® § 80

II £ 1 75

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II

Datum, Ort und Direktstrahlung:...^ - 11.7.94 Freiburg, 890 W/m2

9.2.94 Madrid, 600 W/m2

: i

0 0.5 1 1.5 2 2.5Akzeptanzhalbwinkel ae [°]

Abb. 4.5: Die Darstellung des Quotienten Az (Gleichungen 4.6 und 4.7) wahrend verschiedener MeBtage in Madrid und Freiburg. Mit sin- kender Direktstrahlung steigt die Intensitat der Zirkumsolarstrahlung.


Realisierung einer transportablen, energieautarken Nachfuhranlage zur Messung von Konzentratormodulen

Im folgenden warden die Schritte skizziert, die am Fraunhofer ISE zur Entwicklung einer prazisen Nachfuhranlage (kurz: Tracker) gefuhrt haben. Diese Anlage sollte in erster Linie die Wirkungs- gradmessung von Konzentratormodulen in und urn Freiburg ermoglichen.

Urn auch Konzentratoren mit einem Akzeptanzwinkelbereich unter 0.5° (Gesamtwinkel 1°) messen zu konnen, muB die Nachfuhrgenauigkeit 0.1° betragen. Dieser Wert sollte auch deshalb erreicht werden, urn die Messung der Direktstrahlung ohne Zirkumsolarstrahlung bzw. den Faktor Az mit hinreichender Genauigkeit gewahrleisten zu konnen. Am ehesten laBt sich eine hohe Nachfuhrgenauigkeit mit einer Regelung erreichen, die den Sonnenstand feststellt und den Konzentrator entsprechend ausrichtet. Urn auch Langzeit-Messungen realisieren zu konnen, sollte die Nachfuhranlage bei bewolktem Himmel ihre Bewegung sinnvoll fortsetzen. Dies laBt sich jedoch nur mit einer Steuerung realisieren.

Wie oben gezeigt wurde, ist die Nachfuhrung urn eine polare Achse die sinnvollste Art, eine einachsige Nachfuhrung fur MeBzwecke zu realisieren. Auf diese Weise kann ein Konzentrator mit einem Akzeptanzwinkel von nur 0.5° uber 12 Stunden hinweg so ausgerichtet werden, daB die gesamte Direktstrahlung ausgenutzt wird. Um auch Messungen uber einen langeren Zeitraum zu ermoglichen, soil auch die zweite Achse nachgefuhrt werden. Dadurch konnen auch Fehler ausgeglichen werden, die beim Einsuden des Trackers entstehen. Aus den obigen Ausfuhrungen ergeben sich nun folgende Anforderungen an die Nachfuhranlage:

1) Nachfuhrgenauigkeit unter 0.1° (fur Stundenwinkel und Deklination).2) Gewicht unter 20 kg (gute Transportfahigkeit) aufgrund einer Konstruktion aus zwei Rahmen

(Abb. 4.6). Der auBere Rahmen wird um die polare Achse gedreht und der innere Rahmen um eine Achse, die senkrecht zur Polarachse ist. Trotzdem konnen 0.4x1 m2 groBe Module gemessen werden.

3) Grobsteuerung mit Feinregelung durch Vierquadranten-Detektor.4) Leistungsarmer Antrieb und vollkommene Energieautarkie der Nachfuhranlage.

Abb. 4.6: Funktionsweise der Nachfuhranlage: Der auBere Rahmen wird um die polare Achse gedreht und der innere Rahmen um eine Achse, die sich senkrecht zur Polarachse befindet.

Der letzte Punkt soil demonstrieren, daB die nachgefuhrten Konzentratormodule ihre eigene Energie nicht zum Antrieb des Trackers wieder verbrauchen. AuBerdem soli die Nachfuhranlage auch an Orten ohne StromanschluB betrieben werden konnen. Da die Messung der Module durch


die Versorgung des Antriebs nicht beeinfluBt warden darf, muB die Energie aus anderen Solarzellen kommen, die aber auch keinen zusatzlichen Platz verbrauchen.

In den Abbildungen 4.6 und 4.9 ist die Gesamtansicht des Trackers dargestellt. Der auBere Rah- men wird um die polare Achse nachgefuhrt, wahrend der innere Rahmen (Deklination) im auBeren Profit befestigt ist. Der Antrieb erfolgt durch Schrittmotoren, die durch Getriebe 100-fach untersetzt warden. Getriebe- und Motorspiel betragt laut Herstelier nur 0.017°. Im Falle des Antriebs der polaren Achse wird eine zusatzliche 10-fache Untersetzung uber einen Zahnriemen erreicht, welcher die Getriebewelle mit einem auf dem auBeren Rahmen befestigten Rad verbindet, das einen Durchmesser von 55 cm besitzt. Eine Analyse aller moglichen mechanischen Fehler in [Wegener94] ergibt, da6 die Konstruktion eine Nachfuhrgenauigkeit von 0.02° zulaBt.

Dieser Wert wird allein durch das Verhalten der elektrischen Steuerung/Regelung auf 0.1° erhoht. Das Gesamtkonzept der Steuerung und Regelung ist in Abbildung 4.7 gezeigt. In einem Mikropro- zesser sind die Daten fur r Aquatonai fur das gesamte Jahr fur den geografischen Ort Freiburg gespeichert [Falk94], Beim Beginn der Messung findet der Tracker die Position der Sonne durch Vergleich dieser Daten mit einer Uhr. Der Sollwert der Achsenpositionen wird durch den Vergleich mit der Stellung von ubersetzten Mehrwendel-Potentiometern eingestellt. Dadurch wird gewahrleistet, daB sich die Sonne im Akzeptanzwinkelbereich des Vierquadranten-Detektors befindet. Liegt die Globalstrahlung Giber dem Schwelischwert der Referenz-Zelle, so wird die Bewegung des Trackers durch den Vierquadranten-Detektor geregelt. Dieser besteht aus vier identischen diagonal im gleichen Abstand angeordneten GaAs-Konzentratorsolarzellen mit je 1.1 mm Durchmesser in einem Rohr mit 3 cm AuBendurchmesser, welches durch eine spharische Linse abgedeckt ist. Ist der Detektor zur Sonne ausgerichtet, so erzeugt die Linse einen Lichtfleck zwischen den Solarzellen, wobei die GroBe des Lichtflecks durch Verschieben der Brennebene so gewahlt wurde, daB der Rand der Solarzellen leicht Giberstrahlt wird. Wird der Tracker bzw. der Vierquadranten-Detektor um eine der Achsen gedreht, so ergibt sich die in Abbildung 4.8 gezeigte Funktion des KurzschluBstromes beider Solarzellen in Abhangigkeit des Einfallswinkels der Sonne. Der radiale Akzeptanzwinkel des Detektors betragt 2.5°. Bei 1.25° uberdeckt der Lichtfleck die gesamte Solarzelle und die KurzschluBstromdichte betragt uber 50 mAZcm2. Dies entspricht einer Konzentration von 450 Sonnen.

Pnti 1

srundeJ1 ML1

Detektor

Mikroprozesser

Trans-

trelberPah 2

PV- Lade- PulfEr- DC/Zelten regter bahtBrle DC

PholovatfaiBche Laelungevercargung

Abb. 4.7: Gesamtkonzept der Nachfuhrung: /7 und i2 bezeichnen die Untersetzungen der Getriebe und J1 und J2 die Drehmomente auf den jeweiligen Motorwellen.


51 40“ 30

Winkelabweichung [°]

Abb. 4.8: Strom/Winkel-Kennlinien von zwei Solarzeilen im Vierquadrantendetektor zur Regelung einer Achse bei 600 W/m2 Direktstrahlung. Der Akzeptanzwinkel betragt ±2.5°, bei 0.1° Abweichung vom Nullpunkt ergibt sich eine gute Signaldifferenz.

Der KurzschluBstrom wird durch eine am Fraunhofer ISE entwickelte Operationsverstarker- Schaltung [Wegener94] in “high-low" Signale fur die Schrittmotoren umgewandelt, wenn die Abweichung in eine Richtung mehr a Is 0.1° betragt. Die entsprechende Achse des Trackers wird sodann um nur 0.075° (Stundenwinkel) oder 0.9° (Deklination) nachgeregelt. Dadurch wird eine mogliche Instability vermieden. Beide Werte konnen durch eine andere Auslegung der Schaltung um den Faktor 5 erniedrigt werden.

1st die Einstrahlung gering und wird der Schwellwert der Referenz-Solarzelle unterschritten, so wird der Tracker wieder uber die Daten des Mikroprozessors gesteuert. Alle 18 Sekunden wird der Stundenwinkel um 0.075° weitergestellt. Dabei wird alle 10 Minuten die Position der Potentiometer mit dem Sollwert verglichen und gegebenfalls nachgeregelt. Der Aufbau besteht also a us einer Steuerung mit 2 Regelungen, die jedoch nicht redundant sind, da der Vierquadranten-Detektor eine hbhere Nachfuhrgenauigkeit erlaubt. Ein weiterer Vorteil des Detektors ist, daB dieser auf dem inneren Gestell der Nachfuhranlage uber durch Federn gehaltene Gewindeschrauben in seiner Ausrichtung justiert werden kann. Dadurch kann der Vierquadranten-Detektor zum Konzentratormodul ausgerichtet werden, d.h. er wird so lange nachjustiert, bis sich die Anlage in einer Position befindet, in welcher der Konzentrator zur Sonne ausgerichtet ist. Diese Vorgehensweise erspart eine schwierige Justierung des verglichen mit dem Detektor groBen Moduls. Es ist also vollkommen ausreichend, das MeBobjekt in die Mitte des inneren Rahmens zu stellen. Auf dem inneren Rahmen sind auBer dem Detektor auch die MeBgerate zur Bestimmung der Direkt- und Zirkumsolarstrahlung montiert. Die Direktstrahlung wird mit Hilfe eines kalibrierten Eppley-Pyrheliometers gemessen.

Die Flachmodule zur Versorgung der Elektronik und Schrittmotoren wurden auf dem auBeren Rahmen der Nachfuhranlage montiert (Abbildung 4.9). Es handelt sich um sechs 105 cm2 groBe Module, bestehend aus je funf Si-Solarzellen, welche im Reinraum des Fraunhofer ISE hergestellt wurden. Die Modulflache wurde uberdimensioniert, um einen Betrieb des Trackers auch bei einer Einstrahlung von nur 300 W/m2 zu gewahrleisten. Alle Solarzeilen wurden in Serie geschaltet und ergeben zusammen eine Leerlaufspannung von 14.5 V bei einer Sonne. Der KurzschluBstrom betragt dabei 670 mA. Im Normalbetrieb verbraucht die elektronische Schaltung, insbesondere die Schrittmotorsteuerung, einen gemittelten Strom von 100 mA bei 12V Versorgungsspannung. Die Motoren verbrauchen 260 mA. Sie sind jedoch nur alle 18 Sekunden fur hochstens 0.5 Sekunden in Betrieb. Insgesamt ergibt sich ein Leistungsverbrauch von 1.32 W. Die Versorgung des Antriebs ist auch bei unter 300 W/m2 durch die montierten Si-Flachmodule gewahrleistet. Fur schlechtere Wetterbedingungen wurde auBerdem eine Pufferbatterie in die Schaltung integriert, die auch gewahrleisten soli, daB die Nachfuhranlage bei Langzeittests morgens bei Sonnenaufgang in die Ausgangsposition fahrt.Mit Hilfe des Trackers konnen Konzentratormodule bis zu einer GroBe von 0.4 m2 nachgefuhrt werden. Bei einem Modul-Wirkungsgrad von 20 % und einer Einstrahlung von 800 W/m2 (Direktstrahlung) ubertrifft die generierte Leistung den Leistungsverbrauch um den Faktor 48. Die Anlage muB zwar auch bei einer niedrigeren Einstrahlung nachgefuhrt werden, andererseits konnen mit Hilfe des hier verwendeten Antriebs wegen der hohen Untersetzung im Falle der Hauptachse auch wesentlich groBere Konzentratormodule nachgefuhrt werden. In der Leistungsbilanz eines realen Konzentrator-Systems zur Energie-Erzeugung mit der hier vorgeschlagenen Nachfuhrung spielt also der Antrieb eine untergeordnete Rolle.


Abb. 4.9: Gesamtansicht der Nachfuhr- anlage mit Linearkonzentratormodul und MeBgeraten zur Bestimmung der Direkt- und Zirkumsolarstrahlung.

Im November 1994 wurde der Tracker wahrend eines ganzen Tages auf der ISE-Testwiese erprobt. Obwohl die Pufferbatterie zu Beginn des Tests beinahe entleert war, lief die Nachfuhrung storungsfrei bei hoher und niedriger Einstrahlung. Auf diese Weise wurde die Funktionsweise von Regelung und Steuerung getestet. Die Nachfuhrgenauigkeit von 0.1° wurde eingehalten. Insgesamt wurden alle Anforderungen erfullt.

Die flachenproportionalen Kosten der Nachfuhranlage sind gering, es handelt sich im wesentlichen urn einfache Aluminium-Profile, deren Verbrauch auBerdem reduziert werden kann, zum Beispiel indem die inneren Profile, auf denen die MeBgerate befestigt sind, durch den Rahmen des KonzentratormoduIs ersetzt werden. Interessant sind in diesem Zusammenhang sehr preisgunstige Tracker, die jedoch einen Nachfuhrfehler von 1-2° besitzen [Klotz92, Poulek94], Der Akzeptanz- winkel des Konzentrators muB entsprechend ausgelegt werden.


4.2 Das Verhalten von Solarzellen unter konzentriertem Licht

Thermodynamische Energiewandlung

Allgemein gesehen kann die Solarzelle als ein Energiewandler betrachtet werden (s. Abb. 4.10) [LandsbergSO]. Der Energiewandler nimmt die Energie Eq und die Entropie Sq von einer Quelle, beispielsweise der Sonne, auf und gibt die Energie Ee und die Entropie Se an einen Oder mehrere Empfanger ab. Die interne Energie und die interne Entropie des Wandlers werden mit Ew und Sw bezeichnet. AuBerdem gibt der Wandler Warme Q und Arbeit W an die Umgebung ab.

Die Energie- und Entropieflusse werden mit E und S bezeichnet. Tw ist die Temperatur des Wandlers. Lauft einer der Prozesse im Energiewandler irreversibel ab, so entsteht dadurch eine En- tropiezunahme .

Aw

EnergiewandlerE,->SeSq S,

Abb. 4.10: Darstellung der Energie- und Entropieflusse in einem allgemeinen Energiewandler.

Vq

Energie- und Entropiegleichgewicht konnen folgendermaBen formuliert werden:

(4.8)

Ist die Energiequelle eine Photonenquelle, zum Beispiel die Sonne, und soil der Energiewandler elektrische Arbeit leisten, so handelt es sich um einen photovoltaischen Energiewandler. Der Wirkungsgrad einer Solarzelle kann nun auf zwei verschiedene Weisen durch diese GroBen definiert werden:

W(4.9)

Eq~ Ee

W(4.10)

Gleichung 4.10 wird allgemein im Bereich der Photovoltaik verwendet, da der zur Verfugung stehende EnergiefluB Eq umgewandelt werden soli und nicht £q- £e , der zu "bezahlende"EnergiefluB. Die von der Solarzelle abgestrahlte Leistung gilt als verloren. Betrachtet man das thermodynamische Verhalten einer Solarzelle im stationaren Zustand, so sind die internen Energie-und Entropieanderungen Ew und Sv gleich Null. Die Gleichungen 4.8 konnen nach W aufgeldst werden [LandsbergSO]:

w = E, (1 - ^-) - E, (1 - - T. s,(4.11)

Eingesetzt in die Gleichung 4.10 ergibt sich hieraus fur den Wirkungsgrad eines photovoltaischen Energiewandlers:


ns9

KTw seK

) - (4.12)

Die sehr allgemein gultige Gleichung 4.12 zeigt bereits drei wichtige Punkte zur Herstellung von KonzentratorsoaIrzelien. Zur Erreichung eines hohen Wirkungsgrades der Solarzelle mussen folgende Punkte beachtet werden:

a) Die durch irreversible Prozesse (z.B. durch nicht-strahlende Rekombination oder joulsche Verluste) hervorgerufene Entropiezunahme S',. muB minimiert werden.

b) AuBerdem muB die Temperatur des Energiewandlers Tw minimiert werden.c) SchlieBlich muB die eingestrahlte Leistung Eq maximal sein.

Zunachst soil eine ideate Solarzelle betrachtet werden. Dabei werden S',, Tw und Eq durch prinzi-

pielle Annahmen festgelegt. Der Wirkungsgrad einer idealen Solarzelle wird lediglich durch die strahlende Rekombination begrenzt. Er wird genau dann maximal, wenn die Zelle (Bandabstand Eg) mit einer monochromatischen Lichtquelle, im Gleichgewicht steht, die Photonen der Energie Eg emittiert [deVos81].

Die Obergrenze des Wirkungsgrads von photovoltaischen Energiewandlern

Urn den maximalen Wirkungsgrad nach Definition 4.10 zu berechnen, mussen einige ideali- sierende Annahmen gemacht werden. Diese werden in der Literatur ausfuhrlich diskutiert. An dieser Stelle sollen lediglich die Voraussetzungen fur die in diesem Projekt durchgefuhrten Rech- nungen kurz zusammengefaBt werden. Die jeweiligen Referenzen sind angeben.

1) Die Sonne ist ein schwarzer Strahler und besitzt an ihrer Oberflache eine Temperatur von Tq = 6000 K [Shockley61, de Vos81, Marti91],

2) Der photovoltaische Energiewandler besteht a us einer unendlichen Anzahl von einzelnen pn-Ubergangen (oder auch Einzelzellen), deren Bandlucken Eg (Abb. 4.11) kontinuierlich von unendlich bis 0 sinken [Parrott79, de VosSO, Araujo92].

3a) Der Energiewandler steht nur mit der Sonne und keiner weiteren Quelle im Gleichgewicht (Abb. 4.11.). Der Wandler "sieht" die Sonne aus alien Raumwinkelrichtungen [deVos81, Siz- mann91]. Die Einstrahlungsleistung bzw. die Konzentration sind maximal.

3b) Eine andere Moglichkeit ist die Einschrankung des Raumwinkels, in der der Energiewandler absorbiert bzw. emittiert [Araujo92, Marti91 j. Die Absorption ist in diesem Fall im Raumwin- kelbereich der Sonnenscheibe gleich 1 und sonst 0.

4) Der Wandler ist an ein Reservoir der Temperatur Tw= 300 °K angeschlossen.5) Jeder einzelne pn-Obergang absorbiert die Strahlung der Energie hv > Eg vollstandig und

transmittiert jedes Photon der Wellenlange hv < Eg [de Vos81, Marti91, Sizmann91],6) Die Quasi-Ferminiveaus in jeder Zelle sind in der gesamten Raumladungszone konstant und

haben eine Energiedifferenz von e0V [Shockley61, de Vos81, Marti91, Sizmann91] (Abb. 4.12).

7) Die einzelnen pn-Obergange sind durch selektive Spiegel an der Ruckseite einer jeden Zelle optisch entkoppelt [Marti91, Araujo92], Diese Spiegel reflektieren nur Strahlung der Energiehv > Eg.

8) Die einzelnen Zellen sind elektrisch entkoppelt. Das heiBt, die angelegte Spannung V (und somit die Differenz der Quasi-Ferminiveaus, Abb. 4.12) kann an jedem pn-Obergang unabhangig eingestellt werden.

9) Die p- und n-Gebiete sind infinitesimal in der Ausdehnung. Es gibt also auch keine joulschen Verluste [Shockley61, de Vos81, Marti91, Sizmann91] (Abb. 4.12).

10) Jedes absorbierte Photon erzeugt ein Elektron-Loch-Paar, und jede Rekombination eines Elektron-Loch-Paares erzeugt ein Photon (Lumineszenzlicht) [Shockley61, de Vos81, Mar- tig 1, Sizmann91], Die erzeugten Elektron-Loch-Paare, die nicht rekombinieren, tragen zum Strom der Solarzelle bei.


Abb. 4.11: Darstellung eines idealen photovoltaischen Energiewandlers: Die unendlich vielen pn-Obergange haben von auBen nach innen einen jeweiis infinitesimal niedrigen Bandabstand. Der Wandler steht nur mit der Sonne und sonst keiner weiteren Quelle im Gleichgewicht.

5p-Gebiet Raumladungszone Sn-Gebiet-------- =C 7 c ;

Ef,n 7

Eg (D °<

F > t_____ _______ ________i t_____ :_____

Abb. 4.12: Idealisierte Darstellung eines einzelnen pn-Obergangs mit infinitesimal dunnen p und n Neutralgebieten.

Zunachst werden nur die Prozesse zwischen monochromatischer Solarstrahlung und jeder Einzel- zelle mit Bandabstand Eg betrachtet:

Die energetische Verteiiung der Photonen, die von der Sonne emittiert werden, ist wegen Annah- me 1 (Sonne = schwarzer Strahler) durch die Bose-Einstein-Statistik gegeben. Die von der Sonne emittierte raumliche monochromatische PhotonenfluBdichte fq(E) pro Energieeinheit dE (in Joule) wird durch das Plancksche Strahlungsgesetz folgendermaBen berechnet [Planck21, Kittel93]:

2% n

exp(—kTq

)- 1(4.13)

n ist der Brechungsindex des Umgebungsmediums, k = 1.38x1 O'23 JK"1 die Boltzmann-Konstante, c = 2.998x10s ms"1 die Lichtgeschwindigkeit und h = 6.626x10"34 Js die Plancksche Konstante.

Das Elektronen-Locher-Gas jeder Einzelzelle steht durch stimulierte Absorption und spontane Emission im thermodynamischen Gleichgewicht mit den Photonen. Unter Berucksichtigung der Annahmen 6 und 10 (Lumineszenzstrahlung) betragt die von jeder Einzelzelle mit Bandabstand Eg emittierte PhotonenfluBdichte fw(Eg,V) pro Energieeinheit dEg [de Vos92]:

2% n E2S

expfEg-eoVkTw

) - 1

(4.14)

e0 = 1.6x10"19 As ist die Elementarladung. Der elektrische Strom le jeder Einzelzelle ergibt sich aus der Differenz der beiden Photonenstrome. Dies ist die Folgerung aus Annahme 10:

7.(^9 = a, A, (4.15)


Asz ist die Flache der Zelle. Jede Einzelzelle besitzt genau einen Freiheitsgrad namlich V.

1st le= 0, so ist V = Voc die Leerlaufspannung. In diesem Fall rekombinieren alle erzeugten Elektron- Loch-Paare durch strahlende Rekombination. Dieser ProzeB ist wegen des Strahlungsgleichge- wichts zwischen Zelle und Sonne reversibel. Nach Definition 4.9 ist der Wirkungsgrad der Einzelzelle gleich dem Carnotwirkungsgrad (r|c). Wird jedoch Gleichung 4.10 verwendet, so ergibt sich r| = 0 [deVosSI]. Der Photonenverbrauch, fq - fw, und der Energieverbrauch, Eq- Ee, sind

gleich 0 [deVos92]. Durch Gleichsetzen von 4.13 und 4.14 folgt e0Voc = Eg-r}c.

Aus Gleichung 4.14 ist auBerdem ersichtlich, daB le fur V = 0 maximal ist. Fur fq > 0 ist dies nur der Fall, wenn die Zelle elektrisch kurzgeschlossen ist. Ie entspricht dann dem KurzschluBstrom lsc. In diesem Fall sind der Photonenverbrauch und der Energieverbrauch maximal.

Die maximale elektrische Leistung dPm jeder Zelle mit Bandabstand Eg berechnet sich aus dem Produkt von Strom lm und Spannung Vm im Punkt maximaler Leistung:

dPm CO Asz Vm (fq(Eg) ~ f w( EgtVm)) (4.16a)

Da Gleichung 4.16a nur ein Maximum besitzt, ist Pm durch die Gleichung dPm/dV=0 definiert. Im Rah men dieser Arbeit wurde Pm fur jeden Bandabstand numerisch berechnet.

Der Fullfaktor FF der Solarzelle ist folgendermaBen definiert:

(4.16b)Isc V oc I sc V oc

Die GroSen r|max, Voc, lsc und FF werden im folgenden als Solarzellenparameter bezeichnet.

Im Punkt maximaler Leistung wird der emittierte PhotonenfluB (Gl. 4.14) nicht nur durch Tw, sondern auch durch Vm bestimmt. Die spektrale Verteilung der Lumineszenzstrahlung entspricht der eines schwarzen Strahlers bei der Temperatur Tm. Dabei kann Tm durch folgende Beziehung berechnet werden [de Vos81 ]:

Eg ~ eo Vm

TwEgTm

(4.17)

Da Vm > 0 ist, folgt Tm > Tw. Der emittierte Photonen- und EnergiefluB (Gl. 4.14) ist groSer als bei Umgebungstemperatur und V = 0 und tragt nicht zur elektrischen Arbeit bei. Somit ist der maximale Wirkungsgrad der Einzelzelle im Punkt maximaler Leistung auch niedriger als der Carnot-Wirkungsgrad (nmax < r|C). Aus diesem Grund gilt folgender Satz: Wird die ideale Solarzelle im Punkt maximaler Leistung betrieben, so handelt es sich um einen irreversiblen ProzeB.

Im folgenden soil der gesamte photovoltaische Energiewandler aus unendlich vielen Einzelzellen betrachtet werden. Die maximale elektrische Leistung W des Energiewandlers kann durch Integration der Gleichung 4.16a berechnet werden: W = \dPm- Die eingestrahlte Leistung kann durch Integration der PhotonenfluBdichte fq(E) uber alle E berechnet werden:

(4.18)o

a = 5.67x10"8 Wm^K"4 ist die Stefan-Boltzmann-Konstante. Durch Einsetzen in Gleichung 4.10 ergibt sich r|max = 86.8 % [deVosSO, Araujo92],


Folgender Ausdruck fur die Entropiezunahme S',., die durch irreversible Prozesse im Energie- wandler verursacht werden, kann durch Berechnung der Entropieflusse hergeleitet warden [de Vos81]:

(4.19)

Dabei wurde die Annahme gemacht, daB alle Einzelzellen bei der gleichen Temperatur Tm Strah- lung emittieren. Fur alle Tm< Tq ist £,.> 0. Es handelt sich somit um einen irreversiblen ProzeB. Nur wenn alle Einzelzellen bei Voc = r|cEg/eo (Leerlaufspannung, Tm = Tq) betrieben werden, befindet sich das System im Gleichgewicht. Sobald jedoch ein Strom durch die Solarzellen flieBt, andern sich die Besetzungszustande in den einzelnen pn-Ubergangen (Abb. 4.11) derart, daB das System von der Gleichgewichtsbedingung abweicht. Der ProzeB, der zum maximalen Wirkungsgrad von photovoltaischen Energiewandlern fuhrt, ist somit irreversibel. Setzen wir unter anderem die Gleichungen 4.18 und 4.19 in Gleichung 4.12 ein, so lautet der Ausdruck fur den Wirkungsgrad des Energiewandlers [de Vos81]:

Im Falie des reversiblen Prozesses (Tm = Tq) ergibt sich: r\ = 0. Fur den reversiblen Fall Tm = Tw gilt [LandsbergSO]:

(4.20b)

Gleichung 4.20b beschreibt den Wirkungsgrad eines idealen Solarenergiewandlers, der bei der Temperatur des kalten Reservoirs arbeitet. Das trifft wegen 4.17 fur photovoltaische Energiewand- ler im Punkt maximaler Leistung nicht zu. Deren maximaler Wirkungsgrad wurde oben hergeleitet (Tlmax= 86.8 %). Dies ist der Wirkungsgrad, wenn die Solarzelle in genau dem Raumwinkelbereich vollstandig absorbiert, in welchem ihr auch Solarstrahlung angeboten wird (Annahme 3b). Das kann zu einem gewissen Grad durch winkelselektive Antireflexschichten [Campbel!86] oder durch Mikrokonzentratoren [Luque91] realisiert werden. Als ein Spezialfall kann eine Solarzelle betrachtet werden, deren Absorption im gesamten Raumwinkelbereich gleich 1 ist und die mit Sonnenlicht bestrahlt wird, das maximal konzentriert ist (Annahme 3a).Auf der Erde ist die Sonnenstrahlung ohne Konzentration um den Faktor sin26s = 2.18x10"5 ver- dunnt (in ihrer Intensitat reduziert). 9S = 0.267° ist der Winkel, mit der der Radius der Sonnen- scheibe von der Erde a us gesehen wird. Die eingestrahlte monoch romatische Photonenstrom- dichte betragt dann in Abhangigkeit der Konzentration C:

f,(E,C> = ^CsiB2®.

h c 1(4.21)

Die von der Sonne eingestrahlte Leistung kann unter Verwendung der Gleichungen 4.18 und 4.21 berechnet werden:


■dE = AC sin2 ®soTg4 (4.22)

Mit Hilfe der Gleichungen 4.10, 4.16a, 4.21, und 4.22 kann nun der maximale Wirkungsgrad eines photovoltaischen Energiewandlers in Abhangigkeit der Konzentration berechnet werden:

(4.23)

timax(C) ist in Abbildung 4.13 dargestellt. Fur eine Sonne (C = 1) ergibt sich r]max = 68.2 %. Fur diesen Wert gelten alle Annahmen auBer Nr.3.

90

Abb. 4.13: Obergrenzen des Wirkungs- grades von oben nach unten:1) Photovotaischer Energiewandler mit unendlich vielen Bandlucken,2) Tripel-Solarzelle GalnP/GaAs/GaSb,3) Optimale Tandemsolarzelie,4) GaAs/Si-Tandemsolarzelle,5) GalnP/GaAs-Tandemsolarzelle,6) GaAs-Einfachsolarzelle.10 100 1000 10000

Konzentration C

Die maximalen Wirkungsgrade von GaAs- und Tandem-Solarzellen

Die oben gemachten Annahmen 2 und 4 lassen sich in der Praxis nur schwer realisieren. Im Rahmen dieses Projektes wurden Solarzellen mit nur einem pn-Obergang entwickelt. Daher wird in diesem Abschnitt auf die Annahmen 2 und 4 verzichtet und zunachst der optimale Wirkungsgrad einer einzelnen Zelle berechnet. Statt der selektiven Spiegel wird nun auf der Ruckseite der Solar- zelle ein perfekter Spiegel mit der Reflexion R^ck = 1 fur alle Wellenlangen angenommen. Alle weiteren Annahmen werden beibehalten. Prinzipiell kann ein Photon auch mehrere Elektron-Loch- Paare erzeugen [Kolodinski94]. Dies widerspricht zwar Annahme 10 und fuhrt zu einer hoheren Obergrenze des Wirkungsgrades einer Einfachzelle. Da dieser Effekt bislang jedoch nur im ultravioletten Spektralbereich beobachtet wurde, wird hier Annahme 10 beibehalten. Dies hat zur Folge, daB die hier behandelte Solarzelle im Gegensatz zu dem Energiewandler im vorigen Abschnitt nie reversibel arbeiten kann, wenn sie mit der Sonne im Gleichgewicht steht. Es werden immer Phononen am ProzeS beteiligt sein.

Analog zu Gleichung 4.15 wird der elektrische Strom in einem photovoltaischen Energiewandler mit nur einem pn-Obergang durch Integration Giber das zur Verfugung stehende Energiespektrum hv > Eg berechnet. Der durch Absorption des Sonnenlichtes entstanden Generationsstrom lg betragt somit:


Ig(C) = Asze02nn2Csm2 05 (4.24)

E,

lg steigt linear mit der Konzentration C. Der Rekombinationsstrom ergibt sich durch Integration uber das Gesamtspektrum der emittierten Photonen:

(4.25)

Die elektrische Leistung der Solarzelle ergibt sich aus der Differenz beider Strome im Punkt maximaler Leistung, multipliziert mit der entsprechenden Spannung:

(4.26)

Durch Einsetzen der Gleichungen 4.22 und 4.26 in die Gleichung 4.10 ergibt sich:

f

(4.27)

Fur E0 = to ergibt sich der maximale Wirkungsgrad einer Solarzelle mit Bandlucke Eg. Die von der Konzentration abhangige Spannung Vm im Punkt maximaler Leistung ist durch die Gleichung dtimaxtcydYm = 0 definiert. Da dies jedoch eine implizite Gleichung ergibt, wurde Vm numerisch ermittelt. In Gl. 4.23 wurde zuerst fur jede Solarzelle mit Bandabstand Eg die Spannung Vm bestimmt und anschlieBend uber alle Eg integriert. Zur Losung der Gleichung 4.27 muB genau umgekehrt vorgegangen warden. Zunachst muB uber alle Energien, die groBer als Eg sind, integriert warden. AnschlieBend wird Vm ermittelt. Der Kurvenverlauf r|max(C) des thermodynamisch maximal moglichen Wirkungsgrades von GaAs-Solarzellen (Eg = 1.42 eV bei 300°K) ist in Abbil- dung 4.13 dargestellt. Wie aus dieser Abbildung zu ersehen ist, existiert eine logarithmische Abhangigkeit von der Konzentration. Auf diesen Zusammenhang wird im nachsten Abschnitt noch naher eingegangen. Bei einer Sonne betragt der maxi male Wirkungsgrad einer GaAs-Solar- zelle 30.9 %, bei 100 Sonnen 34.4 % und bei 46050 Sonnen 39.0 %. Die Werte verandern sich um weniger als 0.2 %, wenn statt des Spektrums eines schwarzen Strahlers das AM1.5D- Spek- trum verwendet wird.

Das von der GaAs-Solarzelle transmittierte Licht kann in einer zweiten Solarzelle mit einem Bandabstand Eu < Eg in Elektron-Loch-Paare verwandelt warden. Dies ist jedoch nur der Fall, wenn die GaAs-Solarzelle in diesem Spektralbereich transparent ist.

Zunachst soil der allgemeine Fall einer Tandem-Solarzelle betrachtet warden. Die zuerst von der Sonne beschienene Solarzelle soil den Bandabstand Eh, die zweite Solarzelle den niedrigeren Bandabstand Eu haben. Die Solarzelle mit Bandabstand Eu soil auf der Ruckseite verspiegelt sein. Wie in


Annahme 4b im vorigen Abschnitt soil zwischen beiden Solarzellen ein selektiver Spiegel angebracht sein, der lediglich die Strahlung der Energie hv > Eh reflektiert und sonst vollstandig transparent ist. Beide Solarzellen sind in dieser Anordnung vollstandig entkoppelt. Die Solarzelle mit hoherem Bandabstand absorbiert und emittiert nur Photonen der Energie hv > Eh. Ihr Wirkungs- grad ist genauso hoch wie im vorigen Beispiel eines einzelnen p/n Ubergangs. Er wird durch Glei- chung 4.27 beschrieben, wenn dort Eg = Eh und E0 = co gesetzt wird. Die Solarzelle mit niedrige- rem Bandabstand absorbiert und emittiert nur Photonen der Energie Eh>hv>Eu. Ihr Wirkungs- grad in dieser Anordnung wird durch Gleichung 4.27 beschrieben, wenn dort Eg = Eu und E0 = Eh wird. Die Addition beider Wirkungsgrade gibt dann den Gesamtwirkungsgrad dieser Tandem- Solarzelle.

Betrachtet sei nun als Beispiel die Anordnung einer GaAs/Si-Tandemzelle. Die Obergrenze fur ^(C) einer GaAs-Zelle wurde bereits berechnet. Die zusatzlich gewonnene maximale elektrische Lei- stung pro eingestrahlter Leistung in der Silicium-Solarzelle kann durch Gleichung 4.27 berechnet werden. Dabei ist Eg = Eu = 1.1 eV und E0 = Eh = 1.42 eV. Die Addition beider Wirkungsgrade ist ebenfalls in Abbildung 4.13 dargestellt. Die Werte beruhen auf den Annahmen 1 bis 7 (auBer 2 und 4),

Eine weitere Tandem-Solarzelle ist die Kombination AIGaAs oder GalnP mit E0 = Eh = 1.8 eV und GaAs mit Eg = Eu = 1.42 eV. Wie aus Abbildung 4.13 zu ersehen ist, sind diese Wirkungsgrade vor allem unter Konzentration geringer als in dem vorigen Beispiel. Ein optimaler Tandem-Wirkungs- grad bei 100 Sonnen ergibt sich, wenn statt der GaAs-Zelle eine Solarzelle mit Bandabstand Eg = 0.9 eV verwendet wird.

Mit Hilfe der Gleichung 4.27 kann auch tw(C) fur eine Solarzelle mit 3 Bandabstanden berechnet werden, wenn jeweils der hohere Bandabstand gleich E0 und der folgende gleich Eu gesetzt wird. AnschlieBend werden alle Wirkungsgrade addiert. In Abbildung 4.13 sind die Gesamt-Wirkungs- grade fur die Tripelzelle AIGaAs oder GalnP mit Eg1 = 1.8 eV, GaAs mit Eg2 = 1.42 eV und GaSb mit Eg3 = 0.72 eV dargestellt. t]max(C) ist fur diese konkrete Solarzelle jeweils 5-7 % hoher als die Tandem-Solarzelle mit optimiertem Bandabstand im vorherigen Beispiel.

Die Solarzellenparameter einer idealen Solarzelle

Im folgenden werden FF, Voc und lsc in einer idealen Solarzelle im einzelnen untersucht. Die oben gemachten Annahmen 5, 6 und 7 werden beibehalten. Zur Vereinfachung soil n = 1 gelten. Ist die Bedingung (E-e0V) » kTw erfullt, so kann die Bose-Einstein-Statistik durch die Maxwell-Boltzmann- Statistik ersetzt werden. Wird auBerdem der Strom berucksichtigt, der durch die thermische Anre- gung der Ladungstrager entsteht, so kann Gleichung 4.25 folgendermaBen genahert werden [Sizmann91]:

(4.28)

Gleichung 4.28 wird auch als Diodengleichung bezeichnet. Jr(V) ist die Rekombinationsstromdichte und JQ die Sattigungsstromdichte. Diese ist durch folgende Gleichung gegeben [Bronstein85, Seite 61, Integral 449]:

(4.29)

Da Eg » kTw ist, kbnnen die letzten 2 Summanden vernachlassigt werden. AuBerdem folgt daraus, daB J0 sehr klein ist. Die gesamte Stromdichte in der Solarzelle wird nun durch folgende Gleichung beschrieben:


J - J,(C) - J, fexprÂu, J, - a, T (4.30)kTw he

Der Summand "-1" a us Gleichung 4.28 wird im folgenden vernachlassigt. Wird V = 0 gesetzt, so ist Jr(0) = J0. Der KurzschluBstrom, der dann durch die Solarzelle flieBt, ist somit vollstandig durch den Generationsstrom lg(C) (Gleichung 4.24) bestimmt:

Jsc = = Js(C) K C (431)

Der KurzschluBstrom ist also proportional zur Konzentration des Sonnenlichts. Fur eine ideale Solarzelle wird ein linearer Anstieg von lsc mit der Konzentration erwartet. Im folgenden werden die durch Integration des AM1.5D-Spektrums und Normierung auf 1000 W/m2 errechneten KurzschluBstromdichten verwendet. Dadurch erubrigt sich Annahme 1.

Im Fall der Leerlaufspannung gilt: J = 0 und daher Jg(C) = Jr(V). Aus Gleichung 4.28 folgt dann die bekannte Formel:

(4.32)eo Jo

Daraus ist ersichtlich, daB die Leerlaufspannung mit dem Logarithmus der Konzentration des eingestrahlten Lichtes steigt. Mit Hilfe der Gleichung 4.30 kann V# auch folgendermaBen berechnet werden [HenrySO]:

s h. . (4.33)

eo eo Jgi^J

Gleichung 4.33 ist in Abbildung 4.14 fur GaAs (Eg = 1.42 eV, Jg(1) = 29.9 mA/cm2) und Si (Eg = 1.12 eV, Jg(1) = 43.1 mA/cm2) in Abhangigkeit der Konzentration dargestellt. In Tabelle 4.1 sind auBerdem die maximalen Leerlaufspannungen verschiedener Einzel- und Tandemzellen fur C = 100 dargestellt. Es wurden die errechneten, maximalen KurzschluBstrome fur das AM1.5D-Spek- trum verwendet.

Tabelle 4.7: Maximalwerte von Leerlaufspannung, Fullfaktor und Wirkungsgrad fur verschiedene ideale Solarzellen bei C= 100 unter dem AM1,5D-Spektrum. Da nur die strahlende (und nicht die Auger-) Rekombination berucksichtigt wird, sind die Maximalwerte in einer realen Siliciumzelle niedriger.

Einzelzelle (Eg) Maximalwert Voc Maximalwert FF Maximalwert r\

Gao.5lno.5P 0 -85 eV) 1.675 V 92.1 % 25.0 %

GaAs (1.42 eV) 1.274 V 90.2 % 34.4 %

Si (1.1 eV) 0.996 V 88.2 % 37.8%

GaSb (0.72 eV) 0.628 V 83.3 % 32.1 %

Tandemzelle

Gao.5lno.5P / GaAs 1.675 V/1.254 V 92.1 % / 90.1 % 40.5 %

GaAs / Si 1.274 V/0.965 V 90.2 % / 87.8 % 45.6 %

Gao.5lno.5P / Si 1.675 V/0.984 V 92.1 % / 88.1 % 48.3 %

GaAs / GaSb 1.274 V/0.610 V 90.2 %/82.9 % 50.4 %


Bemerkenswert ist, daB der maximale Wirkungsgrad der GaAs/GaSb-Tandemzelle hoher ist als der entsprechende Wert fur die Gao.5lno.5P/Si-Zelle in Tabelle 4.1. Fruhere Rechnungen [Nell87, Arau- jo92] kamen zu einem umgekehrten Ergebnis, da sie die Wirkungsgrade unter AMO-Bedingungen oder bei einer Sonne herleiteten.

Vmr die Spannung im Punkt maximaler Leistung der Solarzeile, ergibt sich analog zu Gleichung 4.27 durch Berechnung von d(JV)/dV = 0, wobei J durch Gleichung 4.30 gegeben ist:

(4.34)eo

Durch Einsetzen in Gleichung 4.30 und mit Hilfe der Gleichung 4.33 ergibt sich Jm, die Stromdich- te im Punkt maximaler Leistung:

(4.35)dm

60 V m

Mit Hilfe der Gleichungen 4.33-4.35 kann Pm und somit auch rimax(C) berechnet warden. Im Falle des GaAs ergibt sich eine gute Ubereinstimmung mit den durch Gleichung 4.27 berechneten Wer- ten. Dies liegt daran, daB Eg » kTw eine gute Naherung ist und daB der durch das AM1.5D-Spek- trum erzeugte Photostrom mit dem durch Gleichung 4.24 berechneten Wert ubereinstimmt. Im Falle des Siliciums ergibt sich eine groBere Abweichung der Strome (fast 5 %). Aus diesem Grund, und wegen der Vernachlassigung der Auger-Rekombination, ist r|max(C) fur Si in Abbildung 4.13 nicht dargestellt. Der Fullfaktor einer idealen Solarzeile kann nun durch die Gleichungen 4.16b, 4.33,4.34 und 4.35 naherungsweise berechnet warden (s. auch Tabelle 4.1 und Abb. 4.14).

4 AR _ ________________ _______ ___ __________ __________ 09

Abb. 4.14: Die maximalen Werte fur Fullfaktor und Leerlaufspannung von idealen Solarzellen in Abhan- gigkeit der Konzentration.

1 10 100 1000 10000Konzentration C

Aus Abbildung 4.14 ist ersichtlich, daB sowohl Voc als auch FF mit dem Logarithmus der Konzentration steigen. Allerdings ist die relative Steigerung von Voc hoher als die von FF. Die Erhohung der Leerlaufspannung ist daher der entscheidende Effekt, der zu der in den vorigen Abschnitten be- sprochenen Steigerung des Wirkungsgrades von Solarzellen mit der Konzentration fuhrt.

Die in diesem Abschnitt gemachten Annahmen sind in einer realen Solarzeile zum Teil nicht erfullt. Die dadurch entstehenden Auswirkungen auf die einzelnen Solarzellenparameter warden in den nachsten Abschnitten untersucht.

Der EinfluB von Serien- und ParallelwiderstandVon [Beier92] wurde gezeigt, daB sich das Superpositionsprinzip gut auf GaAs-Solarzellen anwen- den laBt. Die Losungen der Transportgleichungen bestehen also aus zwei unabhangigen Summan- den: Das sind einmal die Ladungstragerdichten, die durch das Anlegen einer Vorwartsspannung entstehen, und andererseits die, die durch Photonen erzeugt werden. Der resultierende Gesamt-


strom ist dann die Summe aus dem Dunkeistrom und dem Photostrom. Sollen auBerdem der Serien- und der Parallelwiderstand berucksichtigt werden, so kann J, die Stromdichte einer Solarzelle mit Hilfe von Gleichung 4.36 (Zwei-Dioden-Gleichung) berechnet werden:

J, (4.36)

Durch den Serienwiderstand Rs werden joulsche Verluste in der Solarzelle und durch den Parallelwiderstand Rp Leckstrome berucksichtigt. Letztere sind oft nur schwer von Rekombinations- stromen lr zu unterscheiden. Theoretisch sollte n2 = 2 sein. In der Praxis ist dies aber oft nicht der Fall [Hovel75, Beier92],

Spannung[V]

0 0.2 0.4 0.6 0.8

-0.01

C = 1 FF = 53.6% r) = 13.3%o^ -0.05

Abb. 4.15: EinfluB eines konstanten Pa- rallelwiderstandes von Rp = 2x1 <f Qcm2 auf den Verlauf der Hellkennlinie einer GaAs-Solarzelle in Abhangigkeit von der Konzentration.

-0.13

Sowohl der Serien- wie auch der Parallelwiderstand verringern den Fullfaktor einer Solarzelle. Bei steigendem Photostrom, also unter Konzentration, nimmt der EinfuB des Parallelwiderstandes ab, wahrend der EinfluB des Serienwiderstandes zunimmt. Dies zeigen die Darstellungen der mit Hilfe der Gleichung 4.36 errechneten Kennlinien in den Abbildungen 4.15 und 4.16.

Spannung [V]

0.2 0.4 0.6 0.8 10iiii|iiiii i i i i i i i i i i i i i i i i i i

-0.01CXI

C = 1 FF = 81.5%§ -0.05

Abb. 4.16: EinfluB eines konstanten 5e- rienwiderstandes von 2 Elcm2 auf den Verlauf der Hellkennlinie einer GaAs-Solarzelle in Abhangigkeit der Konzentration.

<D

| -0.09

C = 5 FF = 67.4% r|=17.1%oCO

-0.13

Die verwendeten Parameter sind: Jo1 = 10"19 A/cm2, Jo2= 10-11 A/cm2, n2 = 2 und Jg=C-25 mA/cm2. In Abbildung 4.15 ist Rs=0.01 Qcm2 und Rp = 2-103Qcm2. Zunachst soil die Hellkennlinie bei einer Sonne betrachtet werden. Im Punkt maximaler Leistung (Vm = 0.78 V) flieBt ein betrachlicher Teil des Photostroms nicht uber einen von auBen angelegten Lastwiderstand, sondern uber Rp. Deshalb ist lm wesentlich kleiner als lsc. Die Folge ist ein Fullfaktor von nur 53.6 %. Bei einer Konzentration von 5 Sonnen ist der Lastwiderstand bei Vm= 0.94 V wesentlich


geringer als bei einer Sonne, da der Strom insgesamt wesentlich groBer ist. Der Leckstrom 1st zwar noch ungefahr genauso groB, er ist aber im Verhaitnis zum Gesamtstrom geringer als bei einer Sonne. Der Fullfaktor betragt 78.9 %.In Abbildung 4.16 ist Rs= 2 Qcm2 und Rp = 1015 Qcm2. Bei einer Sonne ist der erzeugte Photo- strom noch so gering, daB keine wesentlichen joulschen Verluste auf Grund des Serienwider- standes entstehen. Die Kennlinie ist im Punkt maximaler Leistung (Vm = 0.84 V) hauptsachlich durch den Rekombinationsstrom bestimmt. Die Folge ist ein Fullfaktor von immerhin 81.5 %. Bei einer Konzentration von 5 Sonnen ist der angelegte Lastwiderstand im Bereich von Vm wesentlich geringer als bei einer Sonne. Deshalb fallt eine erhebliche Spannung uber dem Serienwiderstand ab. Der Fullfaktor betragt lediglich 67.4 %.

Soil die Solarzelle ihren maximalen Wirkungsgrad 11(C) bei einer Konzentration C erreichen, so muB ihr Serienwiderstand in Qcm2 einen Wert von C'1 annehmen. Diese Faustregel gilt ziemlich genau fur gute GaAs-Solarzellen, deren IV-Kennlinien mit Hilfe der oben angegebenen Parameter und Gleichung 4.36 berechnet werden konnen. Fur Si-Zellen ergibt sich wegen der hoheren Stromdichten ein Serienwiderstand, der um den Faktor 1.5 niedriger ist. Konzentratorsolarzellen konnen also einen geringeren Parallelwiderstand haben als Ein-Sonnen-Zellen. Dagegen muB der Serienwiderstand wesentlich geringer sein. Die joulschen Verluste in einer Konzentratorsolarzelle mussen also so weit wie moglich minimiert werden.


4.3 Optimierung der GaAs-Konzentratorsolarzellenstruktur

Die Materialparameter von Galliumarsenid

Um die elektrischen Eigenschaften der GaAs-Solarzellen simulieren zu konnen, mussen die Rand- bedingungen zur Losung der Transportgleichungen und die darin vorkommenden materialspezifischen Parameter bekannt sein. Die Randbedingungen sind durch die Solarzellenstruktur gegeben. Dagegen werden die materialspezifischen Parameter im allgemeinen durch das Design, insbesondere die Dotierung oder die "Gute" der Epitaxie und Technologic beeinfluBt. Die fur dieses Projekt erarbeiteten und genutzten Werte sind in Tabelle 4.2 zusammengefaBt.

Tabelle 4.2: Die im Rahmen dieses Projekts verwendeten Materialparameter mit Referenzen.

Intrinsische Ladungstragerkonzentration [Blakemore82] Hi 2.0x106 cm"3

Verringerung des Bandabstandes durch p-Dotierung [Jain90] AEgp 25 - 40 meV

Verringerung des Bandabstandes durch n-Dotierung [Jain90] AEgn 15-30 meV

Dotierung der Basis [Bett92b, Zieger94a, Baldus94] Nd 1017- 10,8cm"3

Beweglichkeit der Elektronen (Majoritaten, Basis) tV 1900-4900 cm2A/s

Beweglichkeit der Locher (Minoritaten, Basis) [Marti92] Pp0 345 - 154 cm2ZVs

Koeffizient fur strahlende Rekombination in der Basis [Lush91] Bn 1 -2x10"1°cm3s"1

" Photon-Recycling "-Faktor Basis [Ahrenkiel91, Ehrhardt92] 4>n 1 -2

SRH-Lebensdauern in der Basis [Ahrenkiel91] tsrhP 30 - 50 ns

Dotierung des p-dotierten Emitters [Zieger94a, Baldus94] Na 1018 - 10l9cm"3

SRH-Lebensdauer im Emitter [Ehrhardt92] TSRHn 2 - 9 ns

Oberflachenrekombinationsgeschwindigkeit Metall/GaAs Sm 105- 106cm/s

Oberflachenrekombinationsgesch. AlGaAs/GaAs [Ehrhardt92] So 1 - 3x104 cm/s

Beweglichkeit der Elektronen (Minoritaten, Emitter) PnP 1163-1642 cm2/Vs

Beweglichkeit der Locher (Majoritaten, Emitter) [Tiwari90] PpP 50 bis 120 cm2/Vs

Koeffizient fur strahlende Rekombination Emitter [Casey76] Bp 1.2-1.9x10"locm3s"1

" Photon-Recycling"-Faktor Emitter [Ahrenkiel91, Ehrhardt92] <t>p 1

Die Lebensdauern im Emitter, die Oberflachenrekombinationsgeschwindigkeit an der AlGaAs/- GaAs-Grenzschicht, die Dotierungen und die Beweglichkeiten der Majoritatsladungstrager wurden im Fraunhofer ISE und an der Universitat Stuttgart gemessen [Ehrhardt92, Bett92b, Zieger94a]. Alle anderen Materialparameter wurden der Literatur entnommen.

Losungen der Transportgleichungen

Zur Losung der Transportgleichungen wurde der zweidimensionale Finite-Differenzen-Simulator SoSi-2d verwendet, der im Fraunhofer ISE [Sterk95] entwickelt wurde. In [Sterk95, Kap.2] ist eine ubersichtliche Beschreibung des Fortran-Programms und die Methode der finiten Differenzen gegeben. Die Eingabedatei des Solarzellensimulators berucksichtigt die Geometrien der Dotierungen, sowie die Diskretisierungen, die physikalischen Parameter, eine beliebige Generations- funktion und die Rekombination. Ausgegeben werden skalare und vektorielle innere FeldgroBen wie n, p, U, G, J und Fur die Nutzung im Rahmen dieses Projekts wurden folgende Schritte unternommen:

1) Die Formeln und Werte fur die Materialparameter von GaAs wurden in das Programm integriert.


2) Der interne Quantenwirkungsgrad von GaAs-Solarzelien wurde unabhangig von einer externen Generationsfunktion berechnet und mit MeBwerten verglichen. Das wird in diesem Abschnitt gezeigt und dient zur Kontrolle der angenommenen Lebensdauern.

3) Die IV-Kennlinie von GaAs-Solarzellen wurde mit Hilfe von SoSi-2d-GaAs berechnet und mit Messungen von LPE-ER-Zellen und mit den Simulationsergebnissen von zwei anderen Programmen verglichen.

4) Emitterdicke und -dotierung fur die LPE-ER Solarzelle wurden fur eine Konzentration von 150 Sonnen optimiert.

Ocsc

100

80

eo

40

20

0300 350 400 450 500 550 600 650 700 750 800 850 900

♦♦♦♦'

+ Solarzelle BL271.2, MessungRechnimg: Tn=9ns, Tp=50ns, So=3E4cm/s

... Rechnung: mit Absorption im AIGaAs

Wellenlange [nm]

Abb. 4.17: Messungen des internen Quantenwirkungsgrades einer LPE-ER- Solarzelle (BL271.2) und Rechnungen mit folgenden Parameters dE = 2 gm, Na = 4xl018 cm'3 (GauB-Profil), iShr = 9 ns, dB = 100 gm, /Vd = 1.5x1017 cm3 , hr = 50 ns, Bn = Bp = 1010 cm3s'1, ® = 2, g und A Eg wie in Tabelle 4.2 und 4.5, sowie S0- 3x1 (f cm/s. Zur Berucksichti- gung der Absorption in AIGaAs (untere Kurve) siehe Text.

Mit Hilfe von SoSi-2d-GaAs wurde auch die Konzentration der Majoritats- und Minor! tatsladungs- trager nn, np, pp und pn in einer typischen GaAs-Solarzelle mit 1 pm tiefem pn-Ubergang berechnet. Die Materialparameter sind in Tabelle 4.2 dargestellt. Die Dotierungen waren: Na = 3x1018 cm"3, Nd= 5x1017 cm'3.

In den folgenden Abschnitten wird haufig aus Grunden der Darstellung lsc anstelle von Jsc verwendet. Der KurzschluBstrom wird dann immer auf eine 1cm2 groBe Solarzelle bezogen.

Zur Berechnung des internen Quantenwirkungsgrades rj|QE(X) der GaAs-Zelle wurde deren Kurz- schluBstromdichte Jsc bei monochromatischem Lichteinfall ermittelt. In Abbildung 4.17 wird der mit SoSi-2d-GaAs berechnete interne Quantenwirkungsgrad mit einer gemessenen t]iqe(X) einer typischen am Fraunhofer ISE hergestellten LPE-ER Solarzelle verglichen. Die mit Messung gekennzeichneten Werte in Abbildung 4.17 wurden aus der gemessenen Reflexion der Zelle und dem gemessenen externen Quantenwirkungsgrad ermittelt. Bei der Berechnung von rj|QE(X) wurden die Parameter angenommen, die in der Legende zu Abbildung 4.17 aufgefuhrt sind. Im Bereich 600 bis 900 nm ergibt sich eine gute Obereinstimmung mit der Messung. Die Abweichung im blauen Spektralbereich erklart sich durch die Absorption von Photonen in der AlGaAs-Schicht, welche bei der Berechnung von tiiqE(X) zunachst vernachlassigt wird. Wird nun die Absorption in einer typischen Al%Gai_xAs-Schicht [Habermann92b] berucksichtigt, so ergibt sich die untere Kurve. Dabei wurde die Annahme gemacht, daB alle in der graded-x AlxGaÂs-Schicht absorbierten Photonen nicht zur Generation von Ladungstragern in der GaAs-Zelle beitragen. Durch den Vergleich der beiden gerechneten tiiQE(X) mit den MeBwerten laBt sich ersehen, daB ein Teil der in der AlxGa^xAs-Schicht erzeugten Ladungstrager zum Strom der LPE-ER Solarzelle beitragen. Bei 500 nm sind es ungefahr 70 % der Ladungstrager, bei 450 nm jedoch nur 40 %.

Durch Variation der an den Kontakten angelegten Spannung von 0 bis -1.2 V kann auch die IV- Kennlinie der GaAs-Solarzelle mit SoSi-2d-GaAs berechnet werden. Als Generationsfunktion wird das auf 1000 Wm'2 normierte AM1.5D-Spektrum verwendet. Werden die oben erwahnten Parameter fur die LPE-ER Solarzelle verwendet, so ergeben sich die Werte in Tabelle 4.3. Es ergibt sich eine gute Obereinstimmung mit den MeBwerten der Solarzelle BL271.2. AuBerdem wurde die IV-Kennlinie bei einer Konzentration von 100 Sonnen mit demselben Parametersatz berechnet. Es ergibt sich eine gute Obereinstimmung mit den MeBwerten einer typischen LPE-ER Konzentra- torsolarzelle. Da die Abweichungen gering sind, kann die SchluBfolgerung gezogen werden, daB die verwendeten Parameter realistisch sind.


Tabelle 4.3: Vergleich von Messungen der 1 -Sonnenzelle BL271.2 und der Konzentratorzelle BL213.3.5c mit Rechnungen, die den Parametersatz in Abbildung 4.17 verwenden. Es wurden 3 % Abschattung und 3 % Reflexionsverluste angenommen.

Konzentration 1 Sonne 100 Sonnen

Messung der Zelle:OderRechnung:

MessungBL271.2

Rechnung MessungBL213.3.5C

Rechnung

^(AMI.BD) 23.8 mA/cm2 24.5 mA/cm2 23.9 mA/cm2 24.5 mA/cm2

Voc 1026 mV 1017 mV 1130 mV 1133 mV

FF 85.2 % 84.4 % 86.4 % 87.1 %

Tl(AM1.5D) 20.7 % 21.1 % 23.4 % 24.1 %

Tabelle 4.4: Mit unterschiedlichen Verfahren berechnete Solarzellenparameter einer GaAs- Solarzelle mit folgendem Emitter: dE= 1 pm, Na = W18 cm'3 (konstant), \B = 1.87 ns (Elektronen), Pp = 154 cm2V1s'1, pnp = 1960 cm2V1s'1, AEg = 20 meV und folgender Basis: dB= 10 pm, Nd = 5x10n cm3, xB = 7.2 ns (Locher), pnn = 4421 ernes'1, ppn = 222 cm2V1s\AEg = 17 meV, 50 = 1(f cm/s, Reflexionsverlust: 5 %, nj = 2x10s cm3, Flache: 1 cm2, Spektrum: AMI.5D.

Name SoSi-2d-GaAs PC-1d AlGaAs/GaAs-IES

Referenz [Sterk95j [Basore91] [Marti91]

Losungsverfahren Finite Differenzen Finite Differenzen Analytisch

Diskretisierungen 628 150 -

KurzschluBstrom 25.5 mA 26.3 mA 24.8 mA

Leerlaufspannung 1012 mV 1015 mV 1007 mV

Fullfaktor 87.7 % 84.4 % 84.6 %

Wirkungsgrad 22.5 % 22.4 % 21.2 %

Zur Oberprufung der Gultigkeit von SoSi-2d-GaAs fur Zellen mit konstant dotiertem Emitter wurde auBerdem die mit Hilfe des Programms bei einer Sonne berechnete IV-Kennlinie mit den Simulationsergebnissen von zwei anderen Programmen verglichen. Die verwendeten Materialpara- meter und die Solarzellenstruktur waren in alien Fallen gleich. Sie sind in der Oberschrift von Tabelle 4.4 aufgelistet. Bei den Lebensdauern handelt es sich urn Volumenlebensdauern xB. In alien drei Fallen wurde eine eindimensionale Geometrie gerechnet.

Die Ergebnisse der Simulationen sind in Tabelle 4.4 aufgefuhrt. In den folgenden Abschnitten wurde vor allem SoSi-2d-GaAs ven/vendet, da damit auch zweidimensionale Solarzellengeometrien gerechnet werden konnten.

Optimierung von Emitterdicke und Emitterdotierung

Aufgrund der hohen Stromdichten in Konzentrator-Solarzellen muB pe, der spezifische Widerstand im Emitter minimiert werden. Dabei hangt der Schichtwiderstand folgendermaBen mit der Emitterdicke deund der Emitterdotierung Na zusammen:

Resh &de

1

BO Na P'p de(4.37)

|iipP 1st die Beweglichkeit der Locher im p-dotierten Emitter (Tabelle 4.2). de wird am Fraunhofer ISE routinemaBig mit Hilfe des C(V)-Profilers [Welter91b, Wolff87] gemessen. Es existiert daher eine sehr gute Kenntnis uber die Emittertiefe. In SoSi-2d-GaAs wird der durch ReSh bedingte Serien-


widerstand bei der Berechnung der IV-Kennlinie berucksichtigt. Auf diese Weise wird eine exakte Berechnung des Fullfaktors vorgenommen.

Um den Zusammenhang zwischen Fullfaktor und Resh besser erklaren zu konnen, wird im folgenden ein analytischer Ausdruck hergeleitet, der auch in den nachsten Abschnitten von Bedeutung sein wird. Der Wirkungsgrad der Konzentrator-Solarzelle kann unter Berucksichtigung von Resh folgendermaBen berechnet werden:

TW

Pem sind die jouleschen Leistungsverluste im Emitter, C ist die Konzentration, rij0U|e, Jmj, Vmj, ri0, Jmo und Vmo sind jeweils Wirkungsgrad, Stromdichte und Spannung im maximalen Leistungspunkt mit und ohne jouleschen Verlusten. dA ist der Abstand zwischen zwei parallelen Fingern in der Kontaktstruktur. In Gleichung 4.38 wurde angenommen, daB Jmj s Jmo. Dies ist eine gute

Naherung, da der Serienwiderstand hauptsachlich Vm reduziert und nicht Jm.

Es wird noch gezeigt werden, daB bei mittleren Konzentrationen (C-100 Sonnen) und mittleremSerienwiderstand (-0.01 Qcm2) Jmj = Jsc ist. Unter diesen Bedingungen verandert sich die Leer-

laufspannung durch den EinfluB von Rs nur geringfugig. Daraus folgt, daB sich die jouleschen Leistungsverluste hauptsachlich im Fullfaktor bemerkbar machen. Es gilt dann folgender Zusammenhang:

FFjouie, FF0 sind die Fullfaktoren mit und ohne Berucksichtigung von jouleschen Verlusten. Die Tatsache, da6 dA quadratisch in Gleichung 4.39 eingeht, zeigt den Zusammenhang zwischen Kontaktstruktur- und Emitteroptimierung. Um einen hohen Fullfaktor bei hoher Konzentration und festem dA zu erreichen, muB Na hoch und die Dicke des Emitters groB sein. Auf der anderen Seite steigt mit zunehmender Dotierung die strahlende Rekombination, was zu einer Verringerung des KurzschluBstromes fuhrt. Dies gilt auch fur de. Ein tiefer Emitter fuhrt zwar zu einer guten Querleitfahigkeit und einem hohen Fullfaktor, kann aber die Quantenwirkungsgrade und den KurzschluBstrom verringern, wenn 2de den Wert der Diffusionslange Ln uberschreitet. Die an der Oberflache der Solarzelle generierten Ladungstrager erreichen dann den pn-Obergang zum Teil nicht mehr.

100

Tiefe des pn Ubergangs

------0.7 /im0.3 pm

1.0 pm 1.5 pm

Abb. 4.18: Quantenwirkungsgrade von GaAs-Solarzellen mit einer konstanten Emitterdotierung in Abhangigkeit der Emittertiefe mit PC-1d und SoSi-2d-GaAs gerechnet. Materialparameter wie in Ta- belle4.5, auBerSm= l(fcm/s.0

500 600 700 800 900

Wellenlange [nm]


In Abbildung 4.18 sind die Quantenwirkungsgrade verschiedener Solarzellen mit gleichen Materialparametern, aber unterschiedlichen Emittertiefen dargestellt. Die Quantenwirkungsgrade wurden sowohl mit PC-1 d, wie auch mit SoSi-2d-GaAs berechnet. Es zeigte sich eine sehr gute Ubereinstimmung fur alle Wellenlangen und Emittertiefen (Abweichungen < 0.5 %). Die Dotie- rung ist konstant (dN/dx = 0). Es zeigt sich, daB im Falle der Solarzellen mit tiefem Emitter besonders die Ladungstrager, die in der Nahe der Oberflache erzeugt werden, den pn-Ubergang nicht erreichen. Im Falle eines Emitters mit einem Gradienten in der Dotierung (dN/dx < 0) erreichen trotz groBerer Emittertiefe (2 pm) ein wesentlich hoherer Prozentsatz von Ladungs- tragern den pn-Ubergang (Abbildung 4.17) als bei konstant dotiertem Emitter. Eine Solarzelle mit diffundiertem pn-Ubergang kann also einen wesentlich tieferen Emitter besitzen als eine Zelle mit epitaktischem pn-Ubergang. Dies ist ein Vorteil der LPE-ER-Solarzelle gegenuber den anderen epitaktisch gewachsenen Solarzellen-Strukturen fur die Anwendung unter Konzentration. Im Falle der LPE-ER-Zelle ist die Querleitfahigkeit im Emitter nicht der limitierende Faktor.

Die oben beschriebenen Effekte wurden quantitativ auch fur eine LPE-Solarzelle mit epitaktisch gewachsenem Emitter berechnet und so optimale Werte fur Na und de gefunden. Ein Vorteil des zweidimensionalen Simulators gegenuber PC-1 d ist dabei, daB die unterschiedliche Oberflachenre- kombinationsgeschwindigkeit unter der AIGaAs-Schicht S0 und unter den Metallkontakten Sm berucksichtigt werden kann. Alle fur die Optimierung relevanten Parameter sind in Tabelle 4.5 aufgefuhrt.

Die Konzentration (150 Sonnen) wurde gewahlt, da dies den Anforderungen im Konzen- tratormodul entspricht. Der Abstand der parallelen Kontaktfinger dA entspricht dem Design einer Vorderseiten-Kontaktstruktur fur Zylinderlinsen mit 4 mm Durchmesser. Die Parameter dm, bm, pm, pk0 und Rv sind durch die Technologie bedingt und werden berucksichtigt, urn einen realistischen Wirkungsgrad der Konzentrator-Solarzelle zu berechnen. Es wind die Annahme gemacht, daB dm, bm, pm, pk0 und Rv unabhangig von Na und de sind. Die Leistungsverluste aufgrund des Ubergangswiderstands und des Widerstands im Metall wurden berucksichtigt.

Na wurde zwischen 1018 und 1019 cm’3 und die Dicke des Emitters zwischen 0.2 und 1.2 pm variiert. Die Basisdicke, welche den Abstand des "BSFs"(back-surface-field) vom pn-Ubergang beschreibt, wurde mit db = 2 pm konstant gewahlt. dsz = de+db sei die Gesamtdicke der Solarzelle. Sie variiert bei dieser Simulation zwischen 2.2 und 3.2 pm.

Fullfaktor [%] Wirkungsgrad [%] KurzschluBstrom [mA]

5 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1Dicke des Emitters in [pm]

%

Abb. 4.19: Simulation von q, lsc (bezogen auf 1 cm2) und FF der LPE-Zelle mit epitaktisch gewachsenem pn-Ubergang in Abhangigkeit von der Emitterdicke fur eine Konzentration von 150 Sonnen und einem Fingerabstand von127 pm.


In Abbildung 4.19 sind lsc, FF und t] in Abhangigkeit der Emitterdicke fur eine Dotierung von Na = 4x1018 cm"3 angegeben. Der leichte Anstieg des Stromes zwischen 0.2 und 0.5 pm ist darauf zuruckzufuhren, daB die im BSF erzeugten Ladungstrager zum uberwiegenden Teil dort rekombinieren. In einer GaAs-Zelle mit einer Gesamtdicke von dsz = 2.5 pm tragen mehr Ladungstrager zum Strom bei als in einer Zelle mit dsz = 2.2 pm. Fur de > 0.5 pm erreicht ein Teil der an der Oberflache generierten Ladungstrager wegen ihrer endlichen Diffusionslange den pn-Obergang nicht. Wie oben besprochen, steigt der Fuilfaktor. Die Spannung sinkt geringfugig von 1146 auf 1143 mV. Ein Wirkungsgrad von uber 25.1 % wurde fur eine Emitterdicke zwischen 0.6 und 0.7 pm ermittelt. Das Maximum des KurzschluBstroms liegt jedoch bei 0.5 pm. Diese Emittertiefe entspricht auch dem maximalen Wirkungsgrad der Zelle bei einer Sonne.

In Abbildung 4.20 sind die gerechneten Werte fur Wirkungsgrad, Fuilfaktor und KurzschluBstrom in Abhangigkeit der Emitterdotierung bei einer Emittertiefe von de = 0.7 pm aufgetragen. Der maximale Wirkungsgrad liegt bei einer Dotierung von 4x1018 cm"3 fur eine Emitterdicke von 0.7 pm. Isc sinkt erwartungsgemaB aufgrund der zunehmenden strahlenden Rekombination.

Fuilfaktor [%] Wirkungsgrad [%] KurzschluBstrom [mA]

Dotierung des Emitters [cm -3]

*n

a>7TS'

Abb. 4.20: Simulation von r\, lsc und FF der LPE-Zelle mit epitaktischem pn-Obergang in Abhangigkeit von der Emitterdotierung fur eine Konzentration von 150 Sonnen und einen Fingerabstand von 127 pm.

Dagegen steigt der Fuilfaktor wegen der verbesserten Querleitfahigkeit im Emitter. Die Spannung steigt bei zunehmender Dotierung von 1136 mV (Na=1018cm"3) bis 1144 mV (Na = 1019cm"3). Der Grund hierfur ist, daB der Sattigungstrom mit zunehmender Dotierung sinkt, was wiederum eine Erhohung der Leerlaufspannung zur Folge hat. Die Abbildungen 4.19 und 4.20 verdeutlichen noch einen praktischen zufalligen Zusammenhang: Der Wert des Wirkungsgrades der optimierten GaAs-Solarzelle entspricht dem Wert des KurzschluBstroms bei entsprechendem Zelldesign. Oder anders formuliert: Das Produkt a us Spannung und Fuilfaktor ist fur eine optimierte GaAs-Konzen- tratorsolarzelle bei ca. 100 Sonnen beinahe 1V.

Die Optimierung der Basis

Zusatzlich zum Emitter wurde auch die Basis der LPE-Solarzelle mit epitaktischem pn-Ubergang optimiert. Allerdings sind bei dieser Optimierung die Moglichkeiten, den Wirkungsgrad zu verbessern, wesentlich geringer. Insbesondere haben Dicke und Dotierung der Basis wegen der hohen Beweglichkeit der Elektronen in n-dotiertem GaAs keinen nennenswerten EinfluB auf den Serienwiderstand der GaAs-Solarzelle und somit auf ihr Verhalten unter Konzentration.


Fur die Optimierung wurden dieselben Materialparameter wie in Tabelle 4.5 verwendet. Die Emitterdicke war 0.8 pm und die Dotierung 4x1Cr8 cm"3. Die Dicke der Basis wurde zwischen 0.7 bis 2.9 pm variiert und die Dotierung zwischen 1x1017 und 1x1018 cm"3. Die Gesamtdicke der GaAs-Zelle wurde also zwischen 1.5 pm und 3.7 pm variiert. In der Legende von Abbildung 4.21 sind die Beweglichkeiten und das "bandgap-narrowing" angegeben.

Tabelle 4.5: Eingabeparameter fur die Optimierung des Emitters der LPE-GaAs-Konzentrator- solarzelle mit epitaktischem pn-Ubergang mit Hilfe von SoSi-2d-GaAs bei 300 K.

Konzentration (AM1.5D) C 150 Sonnen

intrinsische Ladungstragerkonzentration n, 2x106 cm"3

Verringerung des Bandabstandes durch p-Dotierung AEgp 25-40 meV

Verringerung des Bandabstandes durch n-Dotierung AEgn 15 meV

Anzahl der Diskretisierungen in x- und y-Richtung 628

Fingerabstand dA 128 pm

Hohe oder Dicke des Metalls dm 2 pm

Breite der Finger vor der Galvanik bm 7 pm

Spezifischer Widerstand im Metal! Pm 3x10"6 £2cm

spezifischer Ubergangswiderstand Halbleiter/Metall Pko lO^ficm2

Verluste durch Reflexion (AR-Schicht) Rv 3%

Abstand des BSF (Nd=7x1018cm"3) von der Oberflache dsz 2.2-3.2 pm

Dicke der n-dotierten Basis db 2 pm

Dotierung der Basis Nd 3x10,7cm"3

Beweglichkeit der Elektronen (Majoritaten, Basis) Pnn 4500 cm2A/s

Beweglichkeit der Locher (Minoritaten, Basis) Pp" 270 cm2A/s

Koeffizient fur strahlende Rekombination in der Basis Bn 2x10"10cm3s"1

" Photon-Recycling "-Faktor Basis k 2

SRH-Lebensdauern in der Basis ^SRHP 50 ns

Dicke des p-dotierten Emitters de 0.2 bis 1.2 pm

Dotierung des p-dotierten Emitters Na 1 bis 10-1018cm"3

SRH-Lebensdauer im Emitter ^ n tSRH 5 ns

Oberflachenrekombinationsgeschwindigkeit Metall/GaAs Sm 1x105 cm/s

Oberflachenrekombinationsgeschw. AlGaAs/GaAs So 1x104cm/s

Beweglichkeit der Elektronen (Minoritaten, Emitter) PnP 1163-1642 cm2/Vs

Beweglichkeit der Locher (Majoritaten, Emitter) Pp" 50 bis 120 cm2/Vs

Koeffizient fur strahlende Rekombination Emitter BP 1.2-1.9x1 O'10 cmV1

“Photon-Recycling"-Faktor Emitter <t>P 1


1.145

25.0 -1.135

24.9 -

Leerlaufspannung [V] Wirkungsgrad [%] KurzschluBstrom [mA]

1.1251E+17 1E+18

Dotierung der Basis [cm -3]

ro<D0)

3to

c3

<Q

5

Abb. 4.21: Berechneter Wirkungsgrad, KurzschluBstrom und Leerlaufspannung der LPE-Epi Solar- zelle in Abhangigkeit der Basisdotierung mit: ppp = 90 cm2/Vs, pnp = 1133 cm2/Vs, ppn = 153- 344cm2/Vs, pnn = 3300 cm2/Vs, AEgn = 15-25 meV, Bp = 1.5x1 O'10 cm3s'1, alle anderen Parameter wie in Tabelle 4.5.

In Abbildung 4.21 ist ein Teil der Ergebnisse der Simulation wiedergegeben. Wie bereits erwahnt, sinkt der Strom mit steigender Basis-Dotierung aufgrund von erhohter strahlender Rekombination. Andererseits steigt die Spannung mit der Dotierung aufgrund des abnehmenden Sattigungs- stromes. Hier spielt jedoch die Verringerung des Bandabstandes mit steigender Dotierung (AEg) eine entscheidende Rolle. Wurde dieser Effekt vernachlassigt, wurde der optimale Wirkungsgrad bei einer Dotierung von 8-9x1017cm"3 erreicht werden. Tatsachlich liegt das Optimum bei einer Dotierung von 3x1017cm'3.

Die Simulation ergab auBerdem, daB der KurzschluBstrom der " LPE-Epi "-Solarzelle bis zu einer Basisdicke von 2 pm aufgrund der zusatzlich absorbierten Photonen steigt. Danach fallt lsc leicht ab, da der EinfluB des " BSF" abnimmt. Dadurch verringert sich die effektive Diffusionslange in der Nahe des pn-Obergangs. AuBerdem sinken Fullfaktor und Leerlaufspannung geringfugig mit zunehmender Basisdicke. Die optimale Dicke der Basis liegt demnach bei 1.5 pm. Da sich jedoch alle Solarzellen-Parameter um weniger als 0.5 % relativ andern, kann dieser Wert auch hbher sein. Auf eine graphische Darstellung wird deshalb verzichtet.


4.4 Design von Gridstrukturen fiir Konzentratoranwendung

Radiale Gridstrukturen

Runde Kontaktstrukturen sind genau dann von Vorteil, wenn als Konzentrator abbildende Linsen verwendet warden. Bislang bestand das Design von runden Kontaktstrukturen aus mehreren metallischen Ringen, die untereinander mit radialen Fingern verbunden waren [Andreev84b, MacMillanSS, Algora92]. Die Anzahl der Finger, die zwei Ringe verbindet, nimmt Richtung Mitte der Solarzelle ab. Im Rahmen dieses Projekts wurden zwei Veranderungen an diesem Entwurf vorgenommen und die fur die Optimierung bendtigten Gleichungen hergeleitet [Blieske93]:

1) Das Design der Kontaktstruktur enthait einen inneren Kreis ohne Metallisierung.2) Es werden keine metallisierten Ringe verwendet. Stattdessen wechseln lange und kurze

Finger im Kreis innerhalb vom Bus der Solarzelle. Das heiBt, die Nachbarn eines langen Fingers sind immer zwei kurzere Finger.

Durch diese Veranderungen im Kontaktgitter-Design wird die Abschattung (SH) der Solarzelle reduziert. Im folgenden soil eine homogene Lichtverteilung auf der Solarzelle angenommen werden. Fur die Verlustleistungen kdnnen in diesem Fall analytische Ausdrucke gefunden werden.

Die maximale Leistung Pm der Solarzelle ohne joutesche Verluste kann auf numerischem Weg mit Hilfe der Materialparameter berechnet werden. Stehen jedoch auch MeBwerte der Solar- zellenparameter zur Verfugung, so kann Pm durch das Zweidiodenmodell oder das Eindioden- modell ermittelt werden. Unter Verwendung des Eindiodenmodells wurde folgender einfacher Ausdruck fur Pm(C) in Abhangigkeit von der Konzentration C verwendet [Fahrenbruch83]:

1(4.40)

ni ist der Diodenqualitatsfaktor. Durch n-i wird berucksichtigt, daB es sich urn eine reale Solarzelle handelt. J0 ist die Sattigungsstromdichte, Jsc die KurzschluBstromdichte bei einer Sonne. VT = kT/q ist die "thermische Spannung" und rm der Radius der Solarzelle. (3 hat keine unmittelbare physikalische Bedeutung und muB iterativ ermittelt werden [Fahrenbruch83].

Wie bereits erwahnt wurde, muB der Serienwiderstand, beziehungsweise die jouleschen Verluste Ppuie in einer Konzentrator-Solarzelle gering sein. Dies kann durch eine sehr enge Kontaktstruktur erreicht werden. Andererseits steigt dadurch die Abschattung der aktiven Solarzellenflache. Es muB also die gewonnene Leistung Pgew unter Berucksichtigung der gesamten Verluste Pveri fur eine bestimmte Konzentration C optimiert werden. Es gilt:

f.rpr; - (4.41)

wobei SH die geometrische Abschattung ist. Pem(C), Pk0(C) und Pme(C) sind die jouleschen Verluste aufgrund der Widerstande im Emitter, im Halbleiter-Metall Ubergang oder Kontakt und in den metallischen Kontakten. Pem(C) kann durch Integration von lm2(<|),r)dR(<|),r) in Polarkoordinaten ermittelt werden. Im ist der Strom im Punkt maximaler Leistung im Flachenelement r d<j>dr und dR der entsprechende differentielle Widerstand im Emitter. Unter der Annahme eines radialen Stromflusses kann lm(<j),r) folgendermaSen berechnet werden:

(4.42)Im(§,r) = C Jm(l-SH)r§dr

Jm ist die Stromdichte im Punkt maximaler Leistung bei einer Sonne und C die Konzentration des Lichts auf der Zelle. Fur Jm wird idealerweise ein MeBwert unter Konzentration verwendet, welcher die jouleschen Verluste implizit berucksichtigt.Der Leistungsverluste PemF(C) in der markierten Flache in Abbildung 4.22 kdnnen folgendermaSen ermittelt werden:


C2JI(1-SH)2Q3 (rli-ri)P,

72 ^(4.43)

pe ist der spezifische Widerstand im Emitter und de ist die Dicke des Emitters. 20 beschreibt den Winkel zwischen zwei benachbarten Fingern. Nk sei die Anzahl der Finger in dem durch gestrichelte Linien gekennzeichneten Ring in Abbildung 4.22. Aus dieser Definition folgt: Nk = tc/9 oder 0 = jr/Nk.

rk und rk+1 bezeichnen den inneren und den auBeren Radius des Ringes, der in Abbildung 4.22 durch gestrichelte Linien gekennzeichnet wurde. Es besteht folgender Zusammenhang mit der Lange der kurzen Kontaktfinger: lk = rm-rk, wobei k < m und rm den Radius der Solarzelle bezeichnet.

Abb. 4.22: Design der Kontaktstruk- tur und Definition der Integrations- variablen.

m sei die Anzahl solcher Ringe beziehungsweise die Anzahl der verschiedenen Fingerlangen in der Kontaktstruktur. Im Design der Kontaktstruktur sind die Nachbarn eines langen Fingers immer jeweils zwei kurzere Finger. Daraus folgt: Nk = 2k'1N1r wobei die Anzahl der langsten Finger bezeichnet, also die Anzahl der Finger im inneren Ring. Urn Pem(C) in der gesamten Solarzelle zu ermitteln, muB Gleichung 4.43 mit 2Nk multipliziert und uber alle Ringe von k=1 bis m-1 summiert werden. Das Ergebnis lautet:

= %3C2ji(l-SH)2Pi(4.44)

Der letzte Summand berucksichtigt die Leistungsverluste in der inneren Kreisscheibe, in welcher sich keine Kontaktfinger befinden.

Pme(C), der Leistungsverlust in den metallischen Kontakten, kann auf eine ahnliche Weise hergeleitet werden. Der Strom in der schraffierten Flache in Abbildung 4.22 zwischen dem Ring k und einem Ring mit Radius r ist durch folgende Beziehung gegeben:

rk »Der entsprechende Leistungsverlust PmeFk(C) in dem Fingerabschnitt zwischen k und k+1 kann<-J ■ n>«iL /J/m- Dm>4i i l/+«r m »»■» ZI Fk\2 , tm J <•! \ A/irl A**r+^ nrl A z*J rff]r\ /*■! \durch Integration des Produktes aus (lmFk)2 und dem differentiellen Widerstand pmdr/(bmdm) ermittelt werden:

A ^ AP™(C) = *2Pm x r 5n+l 15

^ (4.46)


dm ist die Dicke und bm die Breite des metallischen Kontaktfingers. pm ist der spezifische Widerstand des galvanischen Metalls. Pme'n(C) sei der Leistungsverlust in dem Fingerabschnitt zwischen k und k+1 aufgrund des Stroms von inneren Fingerabschnitten zwischen j und j+1 mit j+1<k. Pme'nnen(C) kann folgendermaBen berechnet werden:

(4.47)

Der Summand mit j = 0 berucksichtigt die Leistungsverluste in der innersten Kreisscheibe ohne Finger. Auch hier wurde ein radialer StromfluB berucksichtigt, weshalb N0 = Ni und r0 = 0 gilt. Pme(C), der gesamte Leistungsverlust im Metall, ist die Summe beider Terme multipliziert mit der Anzahl Finger und summiert uber alle Ringe mit gleicher Fingerlange. Unter Verwendung von Nk = 2^1^ folgt:

(4.48)i 'fy) (™ ~rk)j

Die Leistungsverluste Pko(C) im Halbleiter-Metall-Obergang sind das Produkt a us dem Quadrat des Stromes und dem Kontakt- oder Ubergangswiderstand, welcher der spezifische Ubergangswider- stand pko durch die Kontaktflache ist. Es ergibt sich folgender Ausdruck:

AuBerdem muB noch die Abschattung SH der gesamten Solarzelle berechnet werden. Dabei soli die zusatzliche Abschattung berucksichtigt werden, die durch die "pilzartige" Verbreiterung der Kontakte bei der Galvanik entsteht. Es folgt:

SH - FGaiv bm Ni 2k-‘ (rk+i - n) (4.50)

FGah/ ist der "Galvanik-Faktor". REM (Elektronenmikroskop)-Aufnahmen der Kontaktfinger nach der Galvanik zeigen, daB 1.2 < Fgaiv ^ 1.5 ist. Dadurch wird auch naherungsweise berucksichtigt, daB der Querschnitt der metallischen Kontake dmbm in den Gleichungen 4.46-4.48 nicht rechteckig ist. Mit dem Mikroskop wird FGa|Vbmdm bestimmt, bei der Berechnung der Verlust- leistung jedoch dmbm.

Realisierung verschiedener kleiner Kontaktstrukturen

Die unabhangigen Variablen N1z m und n bis rm„i wurden fur unterschiedliche Randbedingungen (Konzentration C und Zellradius rm) optimiert [Sulima92], Die Parameter FGaiv, bm, dm, pm und pko sind durch die Technologic begrenzt. Sie mussen aber gegebenenfalls optimiert werden. Dies gilt insbesondere fur pko. pe und de sind durch die Epitaxie gegeben.


Tabelle 4.6: Eingabeparameter fur die Optimierung der runden Kontaktstrukturen fur LPE-ER GaAs Konzentratorsolarzellen mit Hilfe der Gleichungen 4.40 - 4.50.

Konzentration C 50-200 Sonnen

KurzschluBstromdichte der LPE-ER-GaAs-Solarzelle Jsc 25-26 mA/cm2

Stromdichte im Punkt maximaler Leistung Jm 23.5-24.5 mA/cm2

Sattigungsstromdichte im Eindiodenmodell Jo 7-10x1 O’” mA/cm2

Diodenqualitatsfaktor im Eindiodenmodell n1 1.4-1.6

Hohe oder Dicke des Metalls dm 1.5-2.5 pm

Breite der Finger vor der Galvanik bm 5-15 pm

"Galvanik-Faktor" ^Galv 1.2-1.5

Spezifischer Widerstand im Metall Pm 2.5-3.0x10'* Ocm

Spezifischer Obergangswiderstand Halbleiter/Metall Pko 5x1 0"4-2x1 O'3 £2cm2

Spezifischer Widerstand im Emitter Pe 0.018-0.024 Ocm

Dicke des p-dotierten Emitters de 2 pm

Radius der Solarzelle I'm 0.55 bis 2 mm

Fur die LPE-ER-Solarzelle typische Parameter sind in Tabelle 4.6 zusammengefaBt. Die Hallmessung von pe und die "Transmissionline"-Messung von pko sind mit einem gewissen Fehler behaftet. AuBerdem sind beide Parameter technologischen Schwankungen unterworfen. Deswegen sind fur pe und pko die Ober- und Untergrenze angegeben. Dies gilt auch fur die Stromdichten. Fur die Optimierung wurden die jewel Is gunstigeren Parameter verwendet, im Falle von pe und pko also die niedrigeren Werte.

Mit Hilfe der in Tabelle 4.6 angegebenen Parameter und der Gleichungen 4.44, 4.48 und 4.49 kann nun ein Optimum fur Gleichung 4.41 gefunden werden. Dabei mussen N1( m und r1 bis r^-i unabhangig voneinander variiert werden. Der notwendige Algorithmus zur Bestimmung des optimalen Parametersatzes wurde im Rahmen dieses Projektes entwickelt. Die Ergebnisse fur verschiedene Solarzellen-GroBen und -Konzentrationen sind in Abbildung 4.23 dargestellt.

Die Abschattung dieser Solarzellen innerhalb der runden Kontaktflache ist relativ gering. Zum Beispiel hat die mit "d" gekennzeichnete Solarzelle in Abbildung 4.23, die fur 100 Sonnen optimiert wurde, eine Abschattung von nur 3.3 %. Als Eingabeparameter wurden die gunstigeren Werte in Tabelle 4.6 und dm = 2 pm sowie bm= 10 pm verwendet. Das Ergebnis der Optimierung ergab folgende Parameter: m = 3, Ni = 4, h = 835 pm, l2 = 660 pm und l3 = 400 pm.

In Abbildung 4.24 wird gezeigt, daB LPE-ER-Zellen mit diesem Kontaktgitter tatsachlich ihren maximalen Wirkungsgrad bei 100 Sonnen erreichen. Wahrend die Solarzelle A319d3 eine einfache SiN-Antireflexschicht auf der Vorderseite besitzt, wurde auf der Solarzelle A329d1 eine doppellagige Anti ref lexschicht aus ZnS/MgF2 aufgebracht. Die jouleschen Verluste wurden mit Hil-

Abbildung 4.23: Solarzellenkontakt- strukturen, optimiert fur verschiedene Konzentrationen: a und b fur 200 Sonnen, c fur 50 Sonnen und d und e fur 100 Sonnen.


24

Abb. 4.24: Wirkungsgrade (bezogen auf das AMI.5D-Spektrum) von LPE-ER Solarzellen mit dem Kontaktgitter "of" in Bild 4.23 in Abhan- gigkeit der Konzentration. Beide Zellen erreichen ihren maximalen Wirkungsgrad bei 100

10 100 1000 Sonnen.Konzentration C

Dimensionierung eines Kontaktgitters mit 4 mm Durchmesser

Die Anforderungen an die Konzentrator-Solarzelle steigen mit zunehmender GroBe der Solarzelle bei gieicher Konzentration. Der relative Leistungsverlust im Meta 11 8Pme steigt mit dem Quadrat des Radius der Zelle. Eine Moglichkeit, 5Pme in Solarzellen mit einer groBen runden Kontaktstruktur zu reduzieren, ist die Verteilung des Stromes aus einem inneren Finger in zwei auBere Kontaktfinger. Zwei Finger in einem auBeren Ring sind immer mit einem Finger aus einem inneren Ring verbunden (siehe Abbildung 4.25). Pme kann dann folgendermaBen berechnet werden:

(4.51)r2 Tln-SH )2-rr2n

m-l — rl+l15

k=l

Der einzige Unterschied zu Gleichung 4.48 besteht darin, daB im letzten Summanden im Nenner 2j‘1 durch 2k'1 ersetzt wurde. Die Randbedingung 1% = 2k"^Ni bleibt erhalten. Das Ergebnis der Optimierung einer solchen Konzentratorsolarzelle mit 4 mm Durchmesser und den in Tabelle 4.6 angegebenen gunstigeren Parametern fur 150 Sonnen ist in Abbildung 4.25 gezeigt.

Abb. 4.25: Kontaktstruktur einer Konzentrator-Solarzelle mit 4 mm Durchmesser (Typ A). Werden die Parameter in Tabelle4.6 und die niedrigeren Werte fur pko verwendet, so ergibt sich ein maximaler Wirkungsgrad fur 150 Sonnen. Die Abschattung im Innern betragt nur 3.1 %.4 mm

Bei der Berechnung des Kontaktgitters wurde angenommen, daB die Lichtintensitat auf der Zelle einer GauBverteilung entspricht. Daher wurde die Metallisierung in der Mitte der Solarzelle hoher gewahlt als in welter auBen liegenden Bereichen (4.1 % gegenuber 2.7 %). Um bei der Opti-


mierung die hohere Lichtintensitat in der Mitte der Solarzelle zu berucksichtigen, warden die Stromdichten in den Gleichungen 4.44-4.48 und 4.49 mit einer GauBfunktion multipliziert.

Bine Besonderheit der Kontaktstruktur sind die nur 5 pm breiten Kontaktfinger auf der photolitho- grafischen Maske. Die Abschattung der GaAs-Zeile betragt deshalb nur 3.1 %. Selbst bei Verwen- dung eines FGa|V von 1.5 betragt die Abschattung der aktiven Zellflache unter 4.6 %. Das Kontaktgitter in Abbildung 4.25 wurde in dem in diesem Projekt entwickelten Konzentratormodul mit Fresnellinsen angewendet. Die einzelnen Verlustleistungen werden im folgenden an Hand dieser Kontaktstruktur naher untersucht.

Verlust aufgrund von:--------Kontaktwiderstand--------Emitter-Widerstand-..— Abschattung

1E-05 1E-04

Kontaktwiderstand [ QCim]

1E43

Abb. 4.26: Berechnete Verlustleistungen einer LPE-ER Solarzelle in Ab- hangigkeit vom spezifischen Halblei- ter/Metall-Obergangswiderstand pko. In den "Standardzellen" 1st pko> 5x1 O'4

Clem2 und limitiert somit den Wirkungsgrad unter Konzentration.

In Abbildung 4.26 sind die relativen Verlustleistungen, in Prozent bezogen auf die maximal erzeugte Leistung ohne Verluste, fur eine LPE-ER-GaAs-Zelle mit dem in Abbildung 4.25 gezeigten Kontaktgitter in Abhangigkeit von pk0 aufgetragen. Die relativen jouleschen Verluste in den metal I ischen Kontakten 8Pme sind fur diese Kontaktstruktur bei 150 Sonnen etwa 0.25 % und warden deshalb in Abbildung 4.26 nicht berucksichtigt. Ware das Design des Kontaktsgitters jedoch wie in Abbildung 4.25, ohne daB zwei auBere mit einem inneren Finger verbunden sind, so wurde 5Pme 1 % betragen. Da die jouleschen Verluste im Emitter unabhangig vom spezifischen Ubergangswiderstand sind, ist 5Pem fur alle pko ein konstanter Wert (-1 %). 1st pko < 2x1 O'5 Qcm2, so ist 5Pk0 gegenuber 5Pern zu vernachlassigen. Bei pko= 1x1 O'4 Hem2 sind beide Verluste ungefahr gleich bedeutend. Ist pko = 5x10"4 Qcm2, welches fur die LPE-ER-GaAs-Solarzelle noch ein gunstiger Wert ist, so ist 8Pko bereits funf mal groBer a Is 8Pem. Dies zeigt, daB der spezifische Ubergangswiderstand den Wirkungsgrad dieser Solarzelle unter Konzentration begrenzt. Bei den "Transmissionline"-Messungen ergab sich meist jedoch ein noch schlechterer bzw. hoherer Wert fur pko. Bei pko = 5x10"4 Qcm2 ist die Summe a us 8Pem, 8Pme und 8Pko gleich den Verlusten, die durch die Abschattung der Solarzelle entstehen. Dies liegt daran, daB bei der Optimierung der Solarzelle eben genau dieser Wert fur den spezifischen Kontaktwiderstand angenommen wurde. Nur wenn die Technologic einen spezifischen Ubergangswiderstand von pko < 5x1 O'4 Qcm2 ermoglicht (siehe unten), erreicht die Solarzelle mit dem Kontaktgitter in Abbildung 4.25 ihren maxi malen Wirkungsgrad bei 150 Sonnen.

Gridoptimierung fur die Anwendung im holografischen Konzentrator

Im Rahmen diese Projektes warden auch Solarzellen fur den holographischen Konzentrator der Arbeitsgruppe Prof. Stojanoff an der RWTH Aachen hergestellt [Stojanoff96], Fur den Einsatz von GaAs- und GalnP-Solarzellen im holographischen Konzentrator muBte ein spezielles Griddesign entworfen werden. Ahnlich wie Fresnellinsen erzeugen auch holografische Konzentratoren eine inhomogene Lichtverteilung auf der Solarzelle. Diese ist jedoch nicht rotations- sondern eher


spiegelsymmetrisch. Eine Normalverteilung der Lichtintensitat kann naherungsweise verwendet warden. Die differentielle Konzentration 5C(x) ist in diesem Fall die Lichtintensitat auf dem Flachenelement Ldx bezogen auf die Einstrahlung bei einer Sonne. Der Ausdruck fur 5C(x) lautet:

SC(x) = CmCeip > Cm = i—~----- (4.52)

\eipdx0

L ist der Abstand zwischen dem Mittelpunkt der Solarzelle und dem Bus. Die Konzentration C(LS) auf einer beliebigen Solarzelle, die eine Kantenlange von 2U besitzt, kann folgendermaBen berechnet werden:

CflJ = (4.53)

10400

Abb. 4.27: Kontaktstruktur, die fur die gemessene Lichtverteilung im holografischen Konzen- trator optimiert wurde. Einheiten in pm.

Die Lichtintensitat in der Mitte der quadratischen Solarzelle war experimentell als doppelt so hoch bestimmt worden wie uber die gesamte Zellflache gemittelt: 2 C(L) = C(Ls). Mit Hilfe von Glei- chung 4.53 und gemessenen Konzentrationswerten konnte die Halbwertsbreite a ermittelt werden. Die jouleschen Verluste in einem parallelen Kontaktgitter mit spiegelsymmetrischer Lichtver- teiling sollen ermittelt werden. Hierfur ergeben sich folgende Gleichungen /Blieske95/:

C(Q =

^,(Q =

m-1m A

6 d„ A=1

i -4-jT I f.**Um L Vo

dx.

12 d

2 L a(4.54)

0

ra-1P^C) = C2ClJl( 1 - SHf Pt,LdX 1

ti bj!k+i~h)j e 2°2dx

V

Mit Hilfe von 4.54 wurde das Kontaktgitter einer LPE-ER-Konzentratorsolarzelle fur die gemessene Lichtverteilung im holografischen Konzentrator optimiert. Die Kantenlange der Solarzelle (2L) betragt 0.95 cm. Zur Optimierung wurden die Parameter in Tabelle 4.6 verwendet. Als spezifischer Obergangswiderstand wurde pko = 10"3 Qcm2 gewahlt. Das Ergebnis der Optimierung ist die Kontaktstruktur in Abbildung 4.27. Sie besitzt 57 Finger an jeder Seite. Die Breite der Finger ist


konstant (5 pm). Ware die Lichtverteilung homogen, so warden bei gleicher Konzentration C nur 42 Finger bendtigt warden. Diese warden jedoch konisch zulaufen.

Der Ubergangswiderstand Halbleiter-Metall

In Abbildung 4.26 wurde bereits der begrenzende EinfluB des spezifischen Kontaktwiderstands pko zwischen Al^Ga^xAs and Metall auf den Wirkungsgrad der LPE-ER-Solarzelle unter Konzentration verdeutlicht. In diesem Abschnitt werden nun die Moglichkeiten zur Reduzierung and zur quantitativen Erfassung von pko aufgezeigt.

Eine direkte Messung des spezifischen Kontaktwiderstands erfolgt mit Hilfe der "transmissionline “-Methode [Reeves82, Meier84, Husung92, Blug95], Dazu wird eine Kontaktstruktur a us gleichmaBigen Rechtecken bendtigt, die sich in unterschiedlichen Abstanden auf einer Geraden befinden (TML-Struktur). Eine solche Kontaktstruktur wurde neben den Konzentrator-Solarzellen auf der Solarzellenstruktur aufgebracht. Im Falle der 0.92 cm2 groBen Zellen befinden sich die TML-Strukturen auf dem Maskensatz direkt neben den Kontakt- und Mesastrukturen. Auf diese Weise kann jedoch nur pko neben der Solarzelle ermittelt werden. Dies ist immer nur eine Nahe- rung, da pko wegen der Inhomogenitat der AlxGa^xAs-Schicht im Falle der LPE-ER-Zelle starken Schwankungen unterworfen ist.

Ein Mittelwert fur den spezifischen Obergangswiderstand auf der gesamten Solarzelle kann durch die Messung der Solarzellenwirkungsgrade unter Konzentration gewonnen werden. Die MeBwerte kbnnen dabei durch Simulationsrechnungen mit dem Serienwiderstand als freien Parameter angenahert werden. Aus Tabelle 4.6 kann ersehen werden, daB alle Parameter im Ver- gleich zu pk0 verhaltnismaBig genau bekannt sind. Zwar ist auch pe mit einer Ungenauigkeit behaftet, doch ist der EinfluB auf den Serienwiderstand im Falle der LPE-ER-Zelle vergleichsweise gering. In Abbildung 4.28 ist der Wirkungsgrad in Abhangigkeit der Konzentration fur die radiale Kontaktstruktur mit 4 mm Durchmesser fur verschiedene pk0 aufgetragen. Alle anderen Parameter wurden konstant gehalten. Sie entsprechen den gunstigen Werten aus Tabelle 4.6. AuBerdem sind die MeBwerte der Solarzellen A451.5c und B213.3.5c abgebildet. Beide Solarzellen besitzen dasselbe radiale Vorderseiten-Kontaktgitter. Aus Abbildung 4.28 kann nun die Folgerung gezogen werden, daB im Falle der Zelle A451.5c der Mittelwert des spezifischen Ubergangswiderstands pko = 2.5x1 O'3 Qcm2 ist. Fur die Zelle B213.3.5c betragt der entsprechende Wert pko = 5x1 O'4 Qcm2.

▼ A451.Sc 4 B213.3.5c

------- Rc= 0.0025 Ohm cm........ Rc= 0.0005 Ohm cm-------Rc= 0.0001 Ohm cm

Konzentration C

Abb. 4.28: Messung und Berechnung der Wirkungsgrade von LPE-ER-Zellen mit radialem Kontaktgitter wie in Abbildung 4.25 in Abhanigkeit von der Konzentration. Lediglich der Kontakt- widerstand pko (Rc-) wurde bei den Rechnungen variiert.


Eine Auswertung der Wirkungsgradmessungen unter Konzentration ergab, daB die Solarzellen a us der "A"-Anlage (horizontaies Wachstum, vgl. Abschnitt 2.2) des Fraunhofer ISE einen tendenziell hoheren Serienwiderstand aufweisen als die vergleichbaren Solarzellen aus der "B"-Anlage (vertikales Wachstum, vgl. Abschnitt 2.2). Die Ursache ist die wesentlich hohere Oberflachen- dotierung des Emitters im Falle der vertikalen Epitaxie. Doch selbst wenn pko = 5x10"4 Qcm2 ist, bleibt der spezifische Obergangswiderstand der begrenzende Faktor des Wirkungsgrads unter Konzentration. AuBerdem ist dieser Wert wegen der Inhomogenitat der AlGaAs-Schicht im Falle des vertikalen LPE-ER-ProzeBes [Baldus94] starken Schwankungen unterworfen. Urn einen niedrigeren spezifischen Kontaktwiderstand mit besserer Reproduzierbarkeit zu erreichen, wurden folgende technologische Veranderungen unternommen:

1) Verwendung einer Post-Atze nach der AF-Atze zum Entfernen der AlxGaÂs-Schicht mit niedrigem x-Gehalt vor dem Aufbringen der Kontakte. Diese zweite Atze besteht aus 2 ml H2S04, 1 ml H202 und 96 ml H20 (2:1:96-Atze) [Blieske94]. Durch Anwendung der 2:1:96- Atze ergab sich in einer Serie von 12 Konzentratorsolarzellen vom Typ 5A (Abbildung 4.25) ein deutlich besserer Wirkungsgrad unter Konzentration gegenuber Solarzellen ohne diese Atze. Dieses Ergebnis wurde aber durch TML-Messungen an anderen Strukturen nur zum Teil bestatigt [Stocker94], Die Probleme bei der 2:1:96-Atze sind die schlechte Reproduzierbarkeit bei geringer Atzdauer (1-2 Minuten) und die Unteratzungen und die Reduzierung des KurzschluBstroms der Solarzelle bei zu langer Atzdauer (> 2 Minuten).

2) Erprobung anderer Kontaktmaterialien. Statt Mangan/Gold wurden beispielweise die fur Silicium-Zeilen verwendeten Kontakte Titan/Palladium/Silber auf die AlxGai„xAs-Schicht gedampft [Blieske94]. Wurde dieser Kontakt zusammen mit der Post-Atze eingesetzt, so fuhrte dies zum Teil zu sehr hohen Fullfaktoren unter Konzentration. Statistisch gesehen ergab sich jedoch noch keine deutliche Verbesserung von pko [Stocker94], Sehr niedrige Kon- taktwiderstande kdnnen auch mit Platin/TitarVPIatin/Gold erzielt werden [Sugiyama94].

3) Versuchsreihe mit verschiedenen Einlegierzeiten und -temperaturen. 36 Konzentratorsolarzellen vom Typ 5A wurden auf unterschiedliche Weise prozessiert: Bei drei verschiedenen Zeiten mit je drei verschiedenen Temperaturen wurden jeweils vier Solarzellen einlegiert. Als Kontaktmaterial wurde Mangan/Gold verwendet. Alle Solarzellen wurden bei 30 Sonnen unter einem Sonnensimulator gemessen. Die besten Solarzellenparameter unter Konzentration batten die Zellen, welche bei 350 °C uber 5-10 Minuten zum Einlegieren im Ofen waren. Dies entspricht den Parametern die beim StandardprozeB verwendet werden. Hohere Werte ergaben keine Verbesserung des Fullfaktors unter Konzentration.

4) Entwicklung eines “Nachdiffusion-Prozesses" von Zn aus der Gasphase nach dem LPE-ER- ProzeB.

4 GaAs-Konzentratorsolarzelien 103

4.5 Zn-NachdiffusionsprozeB zur Reduzierung des KontaktwiderstandesDie " Nachdiffusion" soil den spezifischen Kontaktwiderstand der Vorderseitenkontakte verringern. Dazu 1st im Bereich der Kontakte eine hohe Dotierung notwendig. Die Kontakte werden bei der Standard-Technologie mit einer Ammoniumfluorid-Atzmischung (AF 91-09 von MERCK) in die AlGaAs-Fensterschicht geatzt. Diese Atzmischung stoppt bei einem Aluminiumgehalt von 30 %. Daher sollte die hohe Dotierung die AlGaAs-Fensterschicht und den vorderen Teil des Emitters umfassen (s. Abb. 4.29). Eine zu dicke hochdotierte Schicht kann die Mobilitat der an der Oberflache generierten Ladungstrager vermindern [Lowney91] und so den KurzschluBstrom der Solarzelle beeintrachtigen.

Abb. 4.29: Schichtstruktur der GaAs-Konzentrator-Solarzellen. Im schraffierten Bereich soli die Gas- phasendiffusion eine hohe Dotierung erzeugen.

In diesem Abschnitt werden die einzelnen ProzeGschritte, die speziell entwickelt werden muBten, beschrieben. Die hohe Dotierung wird durch eine Gasphasendiffusion von Zn bei 500 bis 600 °C erzeugt, die im AnschluB an den LRE-ER-ProzeB im selben Tiegel durchgefuhrt wird. Die Tempera- tur wurde relativ niedrig gewahlt, um die Bildung von Fehlstelien durch abdampfendes Arsen gering zu halten.

Gasphasendiffusion im LPE-Tiegel

Wahrend der Gasphasendiffusion stehen die epitaxierten Wafer vertikal im LPE-Tiegel. Um fur jeweils zwei Wafer moglichst symmetrische Bedingungen zu schaffen, wurden sie so eingebaut, daB sich die AIGaAs-Oberflachen im Abstand von 1.9 oder 3.3 mm gegenuberstehen (Abbildung 4.30). Als Quelle dient eine Schmelze aus 1 g Ga und 1 g Zn in der rechten Mulde des Tiegels. Bei Raumtemperatur bildet die Schmelze einen festen Klumpen, der mit einer Pinzette entfernt werden kann. Die Schmelze kann etwa funf mat wiederverwendet werden. Haufigere Verwendung fuhrt zu niedrigerer Dotierung an der Oberflache.

Abb. 4.30: Position der Wafer wahrend der Gasphasendiffusion im Abstand von einem bzw. zwei Leerplat- zen (1.9 bzw. 3.3 mm).


Abb. 4.31: Position von Wafem und Schmelze wahrend (a) Aufheiz- und (b) Diffusionsphase.

Der DiffusionsprozeB selbst wird in eine Aufheiz- und eine Diffusionsphase unterteilt. Nach dem Uberschieben des Ofens uber den Tiegel bleibt die Kassette mit den Wafern fur 20 Minuten in der linken Position. Wahrend dieser Aufheizphase bildet sich in der rechten Halfte des Tiegels eine Zn- Atmosphare a us, von der die Wafer weitgehend getrennt sind (Abb 4.31a). Wahrend der Diffusionsphase befindet sich die Kassette mit den Wafern in der rechten Position (Abb. 4.31b). Die Wafer stehen uber die Offnung im Boden der Kassette im direkten Kontakt mit dem Zn-Gas. Die Dauer dieser Phase wird a Is Diffusionszeit angenommen. Sie variierte zwischen 10 und 60 Minuten. Urn einen fur alle Wafer gleichen Gasstrom zu erreichen, wurde die Zn-Ga-Quelle unter den massiven rechten Teil der Kassette gelegt.

Reinigung mit anodischem Oxid und Isopropanol-Phosphorsaure

Reflexions- und Photolumineszenzmessungen zeigten, daB sich wahrend der Gasphasendiffusion auf der Oberflache der Wafer Ablagerungen bilden. Diese wurden in einem zweistufigen Rei- nigungsprozeB entfernt. Die erste Stufe bildet die anodische Oxidation der Oberflache der epitaxierten Wafer. Das Oxid wird in einem zweiten Schritt mit Isopropanol-Phosphorsaure entfernt.

Die anodische Oxidation stellt ein Verfahren zur elektrischen Oxidation von GaAs- und AlGaAs- Schichten dar. Als Elektrolyt dient eine Losung a us Weinsaure, Glykol und Wasser (AGW-Ldsung), wie sie in [Hasegawa76] und [Habermann92a] beschrieben wird. Die Oberflache der Wafer dient als Anode. FlieSt ein Strom, so bildet sich an der Anode ein nichtstochiometrisches Oxid aus Aluminium, Gallium, Arsen und Sauerstoff, dessen Dicke uber die Spannung gesteuert werden kann. Wahrend dieses Wachstumsprozesses wird die oberste Schicht der AlGaAs-Fensterschicht mit den Ablagerungen abgetragen. In [Habermann92a] wird fur einen Aluminiumgehalt von 0.8 eine Abtragsrate von 8.5 M/ angegeben. Zur Reinigung der Wafer wurde eine Spannung von 10 V verwendet.

Das anodische Oxid kann durch Atzen in einer 1:1-Losung aus Isopropanol und Phosphorsaure (85 %) entfernt werden. Nach dem Ansetzen benotigt diese Losung etwa drei Stunden zur Homogenisierung. Sie erhalt dann eine olige Konsistenz. Fur Atzzeiten zwischen 10 und 30 s war in den Reflexionsmessungen keine Veranderung der AlGaAs-Fensterschicht zu erkennen.

Tabelle der optimierten ProzeBparameter

In der nachfolgenden Tabelle werden die Werte der ProzeBparameter zusammengefaBt, die zu den besten Ergebnisse fuhrten.


Tabelle 4.7: Optimierte ProzeBparameter fur die Nachdiffusion.

Gasphasendiffusion Quelle 1 g Zn + 1 g Ga

Abstand der Wafer 1 Leerplatz (1.9 mm)

Solltemperatur des Reglers 500 °C

Vorheiztemperatur 550 °C

Begrenzung der Heizleistung 45 %

Aufheizphase 20 min

Diffusionszeit 20 min

Reinigung Anodisches Oxid 10V

Isopropanol-Phosphorsaure 20 s

Charakterisierung der nachdiffundierten Proben

CV-Profiler: Dotierprofil durch Gasphasendiffusion

Durch die Gasphasendiffusion soil im Bereich der Kontakte, also im AlGaAs und an der GaAs- Oberflache, eine etwa 50 bis 100 nm dunne Schicht mit einer Dotierung von 1019 cm"3 oder mehr erzeugt werden. Um solche Schichten und die zu erwartenden Gradienten in der Dotierung mit dem CV-Profiler auflosen zu konnen, wurde die Amplitude der modulierenden Wechselspannung auf 0.02 V herabgesetzt. Es wurde mit der niedrigsten wahlbaren Modulationsfrequenz von 10 kHz gemessen, um den EinfluB des Serienwiderstandes zu minimieren [Blood86, Wolff87], Ein hoherer Serienwiderstand fuhrt zu MeBwerten, die fur die Dotierung systematisch zu hoch liegen. Die Debyelange, welche die physikalische Grenze fur die Tiefenauflosung des Profilers darstellt, liegt fur eine Dotierung von 1019 cm'3 bei 1.4 nm [Blood 86].

Um diese Dotierung mit dem C(V)-Profiler nachzuweisen, wurde zunachst versucht, mit dem Elek- trolyten Ammoniumtartrat, der sowohl fur GaAs als auch AlGaAs geeignet ist, durch die AIGaAs- Fensterschicht hindurchzuatzen. Da bei bildeten sich jedoch Krater mit tiefen Spikes, so daB die gemessenen Dotierprofile nicht aussagekraftig waren.

ra 10

elektrochemische CV-ProfileAF (90s) —HCL (5 min, 100*C)

Tiefe [pm]

Abb. 4.32: Dotierprofile nach Atzen mit Ammoniumfluorid (AF) und in kochender, konzentrierter Salzsaure (HCI) auf derselben Probe (B 334-2).

Wesentlich bessere Krater lassen sich mit dem Elektrolyt Tiron (0.1 molar) erzielen. Der gegenuber Ammoniumtartrat erhohte Serienwiderstand wird bei der Kapazitatsmessung berucksichtigt [Wolff94]. Tiron eignet sich nur fur GaAs und AlGaAs mit niedrigem Aluminiumgehalt. Daher wurde die Fensterschicht vorher etwa 5 Minuten in kochender, konzentrierter Salzsaure geatzt. Diese


Atze stoppt bei einem Aluminiumgehalt zwischen 0.24 und 0.32, also etwa in dem Bereich, in dem auch die Kontakte liegen, die bei Raumtemperatur etwa 90 s mit Ammoniumfluorid (AF) in die Fensterschicht hineingeatzt werden. Bei den so gemessenen Dotierprofilen wird die Atztiefe jedoch nicht ab der gewachsenen Oberflache, sondern ab einer Ebene innerhalb der AlGaAs- Fensterschicht gemessen.

In Abbildung 4.32 werden die beiden Atzen AF und HCI verglichen. Die Abbildung zeigt Dotier- profile, die auf einem Wafer gemessen wurden, der 40 Minuten lang bei 500 °C nachdiffundiert wurde. Um die beiden Atzen Ammoniumfluorid und HCI vergleichen zu konnen, wurde der Wafer vertikal in drei Teile gespalten. Ein Teil wurde 5 Minuten mit kochender, konzentrierter HCI geatzt, der andere 90 Sekunden mit AF. In der kleinen Grafik werden die etwa 2 pm tiefen Diffusions- profile des Emitters dargestellt, die durch die Diffusion von Zn aus der Schmelze erzeugt wurden. An der Oberflache (grolBe Grafik) erkennt man die etwa 60 nm tiefen Oberflachenprofile aus der Gasphasendiffusion. Insbesondere sind keine wesentlichen Unterschiede in der Tiefe der Oberflachenprofile zu erkennen. Das bedeutet, daB die mit HCI gemessenen Oberflachenprofile auch auf die mit AF geatzten Kontakte der Solarzelle ubertragbar sind.

Wenn mehrere Messungen auf dem gleichen Teilstuck eines Wafers durchgefuhrt wurden, war es notwendig, die Oberflache vor jeder CV-Messung zu reinigen. Dazu eignet sich die HCl-Atze, da auch auf mehrfach geatzten Wafern kein Unterschied im Oberflachenprofil zu erkennen war.

Tiefe [|im] Tiefe [pm]

Abb. 4.33: Oberflachenprofile fur verschiedene Diffusionszeiten bei 500 und 600 °C. Bei 500 °C hangt die Diffusionstiefe fur Diffusionszeiten zwischen 10 und 40 Minuten nur wenig von der Diffusionszeit ab. "a" und "b" bezeichnen Messungen im oberen bzw. unteren Teil der Probe.

Abbildung. 4.33 zeigt Oberflachenprofile, die fur verschiedene Diffusionszeiten bei 500 und 600 °C gemessen wurden. Alle Proben auBer B 345-1 waren wahrend der Gasphasendiffusion in Abstanden von zwei Leerplatzen (3.3 mm) im LPE-Tiegel eingebaut. Bei B 345-1 war nur ein Leerplatz zwischen zwei Wafern (1.9 mm). Im Dotierprofil sind keine wesentlichen Anderungen zu erkennen. Die Oberflachendotierung lag bei 600 °C mit etwa 5x1019 cm'3 nur geringfugig hbher a Is bei 500 °C (3-5x1019 cm"3).


10 .

09 10

elektrochem. CV-Profile von BL 296— BL 293-3 ... BL 294-1

BL 294-3 -*-BL 295-3

Abb. 4.34: Dotierprofile einer Nachdiffusion in 5 Wafer bei 500 °C, 40 min.

Auffallig ist dagegen, daB die Diffusionstiefe bei 500 °C fur Zeiten zwischen 10 und 40 Minuten (B 320-1, B 334-2, B 345-1) nur in einem Bereich von 40 bis 70 nm variiert, wahrend die Diffusions- tiefen auf der Probe B 318-4 mit einer Diffusionszeit von 60 Minuten zwischen 100 und 250 nm schwanken. Fur Diffusionszeiten bis 40 min erhalt man dagegen reproduzierbare Diffusionstiefen mit Schwankungen von rund 20 nm. Ahnlich verhalt es sich bei 600 °C: Auf den Proben mit zehnminutiger Nachdiffusion wurden homogene Diffusionstiefen um 100 nm (B 320-3a und b) gemessen, wahrend sie nach 60 Minuten zwischen 200 und 400 nm schwankten. Die tieferen Profile wurden bei beiden Temperaturen im unteren Bereich der Wafer gemessen. Nachdiffusio- nen, bei denen der Tiegel mit 5 statt mit zwei Wafern beladen ist, zeigen deutlich flachere Diffusionsprofile (Abbildung 4.34), was auf den groBeren Arsendruck im Tiegel zuruckgefuhrt werden kann.

B> 10

Nachdiffusion in BL 315 - ohne Vorbehandlung • AIGaAs in HCI geatzt ■ AIGaAs In HCI + 2:1:96 geatzt

Tiefe [|im]

Abb. 4.35: Gasphasendiffusion in Wafer mit geatzter AIGaAs-Fensterschicht.

Ein weiterer Versuch zeigt, daB das Diffusionsprofil von der AIGaAs-Schicht beeinfluBt wird. Die Ergebnisse sind in Abbildung 4.35 dargestellt. Bei diesem Versuch handelt es sich um eine Nachdiffusion in zwei Wafer, deren Fensterschichten zuvor mit HCI bzw. HCI und 5 Minuten 2:1:96- Atze behandelt worden waren. Die 2:1:96-Atze setzt sich zusammen aus 2 ml H2S04, 1 ml H202 und 96 ml H20 und atzt sowohl AIGaAs als auch GaAs [Blieske95], Im dritten Wafer mit unbehandelter Fensterschicht ist das normale Oberflachenprofil zu erkennen, wahrend die beiden geatzten Wafer keine erhohte Oberflachendotierung aufweisen. In [Andreev84a] werden ahnliche

108 4 GaAs-Konzentratorsoiarzellen

Ergebnisse von Zn-Diffusionen durch die Existenz einer Al203-Schicht an der Oberflache erklart. Dieses Oxid adsorbiert groBe Mengen von Zn und erhoht so die Oberflachenkonzentration.

Diskussion: Die C(V)-Messungen zeigen, daB sich innerhalb der ersten 10 Minuten eine 60 nm tiefe, hochdotierte Schicht an der Oberflache ausbildet, die sich fur Diffusionszeiten bis 40 Minuten nur wenig andert. Unter gleichen Bedingungen werden in AlGaAs - zumindest fur Aluminiumgehalte uber 20 % - groBere Diffusionskonstanten gemessen a Is in GaAs. Daher ist zu erwarten, daB sich die Diffusionstiefe nach dem Erreichen der AIGaAs-GaAs-Grenzflache nur noch langsam verandert. Nach dem bei [Welter91b] beschriebenen Interstitial-Substitiutional-Mechanis- mus hangt die Diffusionskonstante von Zn in GaAs und in AlGaAs auch vom Arsendruck in der Gasphase ab. Da dieser zu Beginn der Gasphasendiffusion stark ansteigt, sollte die Diffusions- geschwindigkeit entsprechend sinken. Bei Gasphasendiffusionen mit funf Wafern dampft mehr As ab als bei zwei Wafern, so daB man flachere Oberfiachenprofile erhalt (vgl. Abb. 4.32 und 4.33). Die Zunahme der Diffusion bei einer Diffusionszeit von 60 min konnte durch den EinfluB weiterer Faktoren zu erklaren sein. Die geringfugig hohere Oberflachenkonzentration deutet auf einen steigenden Zn-Druck in der Gasphase hin. Da in [AgenoSS] in AlGaAs mit einem Al-Gehalt urn 0.07 niedrigere Diffusionstiefen als in GaAs gemessen wurden, ist es ebenfalls denkbar, daB die Diffusionsgeschwindigkeit nach der Oberwindung der AIGaAs-Schicht wieder zunimmt. Die groBere Diffusionstiefe im unteren Bereich der Probe konnte mit der Rauhigkeit der Oberflache zu- sammenhangen.

Unabhangig von der Erklarung des Diffusionsverhaltens zeigen die C(V)-Messungen, daB man mit Diffusionszeiten von 10 bis 40 Minuten bei 500 °C reproduzierbar hochdotierte Schichten unterhalb der Kontakte erzeugen kann, die den spezifischen Kontaktwiderstand sen ken. Fur die Her- stellung von Konzentratorsolarzellen wird deshalb eine Diffusionszeit von 20 Minuten vorgeschla- gen. Dadurch wird eine etwa 60 nm dicke p-dotierte Schicht mit einer Oberflachendotierung von 3x1019 cm"3 erzeugt.

EinfluB des Dotierprofils auf den KurzschluBstromBei Dotierungen von mehr als 1019 cm"3 steigt die strahlende Rekombination in GaAs stark an [Martl91], Entsprechend verringert sich die Lebensdauer der Ladungstrager. Das durch die Nach- diffusion erzeugte Oberflachenprofil konnte daher den KurzschluBstrom der Solarzellen verringern. Andererseits entsteht durch den Gradienten des Dotierprofils ein elektrisches Feld [Casey?5].

- < 0 (4.55)q p 8x

E="

Dieses Feld wirkt der Oberflachenrekombinationsgeschwindigkeit der Minoritatsladungstrager (Elektronen) entgegen und erhoht so den KurzschluBstrom.

Um diese Einflusse quantitativ zu untersuchen wurde eine GaAs-Solarzelle mit dem Programm PC-1D [Basore91] simuliert. Dazu wurde das gemessene Dotierprofil der Probe B 334-2 (Abb. 4.32, AF) verwendet. Dieses Profil besitzt eine typische Oberflachendotierung von 3x1019 cm"3 und eine Tiefe von 60 nm. Fur die SRH-Lebensdauer der Ladungstrager wurden tn = 9 ns und tp = 50 ns eingesetzt. Eine Berucksitigung der AlGaAs-Fensterschicht war jedoch nicht moglich. Als Generationsspektrum wurde das AM1.5D-Spektrum und fur die Reflexion das an der Solarzelle BL 271-2 gemessene Spektrum verwendet.

Tabelle 4.8 zeigt die Ergebnisse fur zwei verschiedene Oberflachenrekombinationsgeschwindig- keiten S. Zur Berechnung der Daten ohne Nachdiffusion (ND) wurde das Oberflachenprofil weg- gelassen. Die Profile mit einer Tiefe von 120 und 180 nm wurden durch Multiplikation der Tiefe von jedem MeBpunkt des Oberflachenprofils mit dem Faktor 2 bzw. mit 3 berechnet. Bei der Zelle mit S = 103 cms'1 nimmt der KurzschluBstrom mit zunehmender Tiefe des Oberflachenprofils ab. Das kann auf die verringerte Lebensdauer zuruckgefuhrt werden, da die interne Quanteneffizienz (IQE, Abbildung 4.36) vor allem im kurzwelligen Bereich absinkt. Diese Ladungstrager werden nahezu vollstandig im Bereich des Oberflachenprofils generiert. Bei der Zelle mit S = 104 cms"1 erhalt man den groBten KurzschluBstrom fur eine Profiltiefe von 60 nm, was auf die Passivierung durch das elektrische Feld zuruckgefuhrt werden kann. Die maximale Feldstarke von 10 kV cm"1 ist


jedoch wesentlich kleiner als das Feld der AlGaAs-Fensterschicht (ca. 70 kV cm"1), das durch die kontinuierliche VergroBerung der Bandlucke entsteht. Die Passivierung durch das Oberflachen- profil kann in der realen Solarzelle daher vernachlassigt werden.

Tabelle 4.8: Ergebnisse fur zwei verschiedene Oberflachenrekombinationsgeschwindigkeiten.

S = 103 cm s'1 S = 104 cm s'1

Profil:'sc

[mAcm2]Vqc[mV]

FF[%]

h[%]

'sc[mAcm 2]

Voc[mV]

FF[%]

n[%]

ohne ND 26.19 1030 85.5 23.06 25.87 1029 85.5 22.76

60 nm 26.13 1030 85.6 23.06 26.06 1030 85.6 22.97

120 nm 26.02 1030 85.6 22.95 25.95 1029 85.7 22.88

180 nm 25.87 1030 85.7 22.81 25.79 1029 85.7 22.73

ohne ND60 nm120 nm180 nm

350 400 450 500 550 600

Wellenlange [nm]

Abb. 4.36: Errechneter EinfluB der Profiltiefe auf die interne Quanteneffizienz.

Auch die Quanteneffizienz (Abbildung 4.36) verringert sich nur bei Wellenlangen, bei denen die Quanteneffizienz der realen Solarzellen aufgrund der AlGaAs-Schicht stark absinkt. Daher kann auch die Verkurzung der Lebensdauern fur Profiltiefen von 60 nm vernachlassigt werden.

Reflexion der Wafer nach der Gasphasendiffusion

Nach der Gasphasendiffusion im LPE-Tiegel erkennt man auf manchen Wafern unter schragem Lichteinfall einen dunklen " Rahmen": Die Wafermitte erscheint heller als der 2 bis 5 mm breite Streifen urn den Rand des Wafers. Reflexionsmessungen zeigen eine urn etwa 5 % absolut erhohte Reflexion im Bereich zwischen 300 und 850 nm (Abb. 4.37a). Da der Leuchtfleck des Spectrometers eine GrdBe von etwa 10x20 mm2 besitzt, erfassen die Reflexionsmessungen sowohl die hellere Mitte als auch den Rand der 25x25 mm2 groBen Wafer. Eine Erhohung der Reflexion durch die zusatzlichen freien Ladungstrager kann ausgeschlossen werden. Nach [Aspnes86] ware fur eine Plasmaenergie von 1.42 eV (870 nm) eine p-Dotierung von mindestens 102 cm"3 notwendig. Die Plasmaenergie entspricht der oberen Grenzfrequenz des durch die Ladungstrager erzeugten Reflexionsspektrums. Naheliegender ist die Annahme, daB es sich urn Ablagerungen aus Zn oder einer chemischen Verbindung mit Bestandteilen der AlGaAs-Schicht handelt.

110 4 GaAs- Ko nzentratorsola rzel len

------vor GD ------vor GD....... 6 Wafer nach Reiniguninach GD0.45 , 0.45 -

oi 0.40

0.35 1

0.30 -

0.25 L 0.25 L-l

300 400 500 600 700 800 900Wellenlange [nm] Wellenlange [nm]

Abb. 4.37: (a) Erhohte Reflexion der Wafer nach der Gasphasendiffusion (GD) und (b) Ruckfuhrung der Reflexion durch Reinigung.

Die Annahme, daB es sich dabei um Ablagerungen auf der Oberflache handelt, wird auch durch Rechnungen gestutzt. Veranderungen der Schichtdicke bei konstanter Aluminiummenge fuhren zu einer Verschiebung des Reflexionsmaximums bin zu langeren Wellenlangen, sie konnen jedoch nicht die hohere Reflexion bei Wellenlangen unter 400 nm erklaren (Abb. 4.38a). Nach [Laidig81], der den EinfluB der Zn-Diffusion auf die Umordnung von AlAs-GaAs-Obergittern untersucht, waren fur eine Anderung der Schichtdicke um 40 % bei Temperaturen von 600 °C mehrere Stunden notwendig. Eine 3 nm dicke Deckschicht mit einem Brechungsindex n zwischen 1 und 3 und mit k = 2 erhoht die Reflexion im gesamten Spektrum, ahnlich wie es nach der Gasphasendiffusion zu beobachten ist (Abbildung. 4.38b). Eine wenig absorbierende Deckschicht mit n = 2 und k = 0 - die nach [Palik85] etwa dem naturlichen Oxid Al203 von Aluminium entsprechen wurde - wirkt dagegen als Anti ref lexschicht.

- Fit vor GD. Dicke +10%.. Dicke +20%. Dicke +40%- Wafer nach GD

Fit vor GD

2 0.40 --------Wafer nach GD

0.35 l§ 0.35

0.30 L

i r t i I i i i i I 0.20300 400 500 600 700 800 900 300 400 500 600 700 800 900

Wellenlange [nm] Wellenlange [nm]

Abb. 4.38: Berechnete Veranderungen der Reflexion durch Veranderung der AIGaAs-Schicht (a) und durch eine 3 nm dicke Schicht auf der Oberflache der epitaxierten Wafer (b) (GD steht fur Gasphasendiffusion).

Die Reflexion von Wafern, die mit 10 V anodisch oxidiert wurden, wies im UV-nahen Bereich eine unbefriedigende Streuung von etwa 3 % absolut auf. Nach der Entfernung des Oxids durch Isopropanol-Phosphorsaure ergaben sich fur Atzzeiten zwischen 10 und 30 s Abweichungen von weniger als 0.5 % absolut vom Reflexionsspektrum vor der Gasphasendiffusion (Abb. 4.37b).


Diese Abweichung entspricht der Reproduzierbarkeit des Reflexionsspektrums der Wafer nach der Epitaxie.

Man kann also davon ausgehen, daB die erhohte Reflexion durch Ablagerungen auf der Oberflache der Wafer hervorgerufen wird, und daB sich diese Ablagerungen durch die Reinigung mit anodischem Oxid und Isopropanol-Phosphorsaure weitgehend beseitigen lassen.

Transmissionline-Messungen: Verringerung des spezifischen Kontaktwiderstandes

Mittels der TML-Methode wurden die spezifischen Kontaktwiderstande an nachdiffuierten Proben ermittelt. Das Verfahren ist ausfuhrlich dargestellt in [Blug95].

Abbildung 4.39 zeigt gemessene spezifische Kontaktwiderstande, die fur die Kontaktmaterialien AuMn und TiPdAg auf Proben mit und ohne Nachdiffusion gemessen wurden. Die AuMn- Kontakte wurden bei der Temperatur 350 °C einlegiert. Die TiPdAg-Messungen wurden an Proben aus einer Versuchsreihe von durchgefuhrt. Diese wurden bei Temperaturen zwischen 300 und 400 °C einlegiert.

O AuMn ohne ND TiPdAg ohne ND♦ AuMn mit ND a TiPdAg mit ND

Einlegiertemperatur [°C]

Abb. 4.39: Nach der Transmissionline-Methode gemessene spezifische Kontaktwiderstande mit und ohne Nachdiffusion (ND).

Messungen an verschiedenen Kontaktstrukturen desselben Wafers ergaben bei nachdiffundierten Proben groBere Schwankungen als auf Poben ohne Nachdiffusion. Dies laBt sich durch den EinfluB der unebenen Oberflache auf RSH erklaren. Dennoch streuen in Abbildung 4.39 die Werte der TiPdAg-Kontakte ohne Nachdiffusion starker, da sie auf verschiedenen Wafern gemessen wurden. Die spezifischen Kontaktwiderstande der bei 350 °C einlegierten AuMn-Kontakte variierten ohne Nachdiffusion zwischen 5x10"4 und 2x10"3 Ohm cm2. Der EinfluB von Parametern, z.B. der Einlegiertemperatur, auf den spezifischen Kontaktwiderstand muB daher an verschiedenen Teil- stucken desselben Wafers untersucht werden. Auf den glatten und den rauhen Bereichen der Oberflache eines Wafers ergaben sich sowohl mit als auch ohne Nachdiffusion diesel ben spezifischen Kontaktwiderstande.

Trotz dieser groBen Streuung zeigen die Transmissionline-Messungen eine deutliche Verbesserung des spezifischen Kontaktwiderstandes durch die Nachdiffusion. Im Mittel liegen die Werte nachdif- fundierter Proben etwa urn eine GrdBenordnung niedriger als die von Proben ohne Nachdiffusion. Auch die Proben mit "flacher" Nachdiffusion, d.h. mit 20 nm tiefen Oberflachenprofilen, zeigten Kontaktwiderstande um 10"4 Qcm2. Fur die Fertigung von Konzentratorzelien muB also eine Kom- bination aus tiefer Nachdiffusion und TiPdAg bei einer Einlegiertemperatur von 400 °C verwendet werden. Die damit erreichten spezifischen Kontaktwiderstande lagen reproduzierbar unter 10"4 Qcm2.


Wirkungsgrad unter Konzentration: Vergleich mit Solarzellen ohne Nachdiffusion

Abbildung 4.40 zeigt die unter konzentriertem Licht gemessenen Wirkungsgrade der nachdiffundierten Zelle B 325-4a.5d sowie MeBwerte und Rechnungen fur Zelien ohne Nachdiffusion. Die Zelle B 213-3.5c wurde wie B 325-4a.5d nach dem vertikalen LPE-ER-ProzeB gewachsen. Die Zelle A 451-5c wurde in einem Tiegel mit horizontaler Substratposition epitaxiert. Als Kontaktmateria- lien wurde bei der nachdiffundierten Zelle TiPdAg verwendet, das bei 420 °C einlegiert wurde. Bei den beiden anderen Zelien waren es AuMn und eine Einlegiertemperatur von 350 °C. Die gestrichelte und die punktierte Kurve wurden an die Messungen der Zelien A 451-5c und B 213-3.5c angepaBt. Sie ergeben Kontaktwiderstande von 2.5x1 O'3 bzw. 5x10"4 Qcm2. Die dicke durchgezo- gene Linie zeigt den Verlauf des Wirkungsgrades einer entsprechenden Zelle mit einem Kontakt- widerstand von 1x10"4 Qcm2. Die gemessenen Wirkungsgrade der Zelle B325-4a.5d liegen um etwa 1 % (relativ) niedriger, was auf eine entsprechend verringerte KurzschluBstromdichte zuruckgefuhrt werden kann. An diese Messungen wurde die dunne durchgezogenen Kurve angepaBt, die ebenfalls einen spezifischen Kontaktwiderstand von IxlO"4 Qcm2 ergibt.

Simulation: Messung:------ rc = 0.0001 Ohm cm2 Q B 325-4a.5d-------rc = 0.0005 Ohm cm2 + B213-3.Sc........rc = 0.0025 Ohm cm2 y A 451-5c

10 100 Konzentration [x AM1.5D]

Abb. 4.40: Gemessene und berechnete Kurven des Wirkungsgrades unter Konzentration. Man erkennt den durch die Nachdiffusion verbesserten Wirkungsgrad bei hohen Konzentrationen (C > 100).

Durch die Nachdiffusion kann der Wirkungsgrad der Solarzellen bei einer Konzentration von C = 150 Sonnen, was der Konzentration des in diesem Projekt entwickelten Konzentratormoduls entspricht (siehe unten), um etwa 0.5 % (absolut) erhoht werden. Der maximale Wirkungsgrad wird bei etwa 200 Sonnen erreicht. Da die Simulationsrechnungen in guter Ubereinstimmung mit den Transmissionline-Messungen stehen, kann man annehmen, daB durch eine weitere Absen- kung des Kontaktwiderstandes mit der vorhandenen Kontaktstruktur keine wesentliche Steige- rung des Wirkungsgrades mehr erreicht werden kann.


4.6 Messungen der Solarzellenparameter unter konzentriertem Licht

Die (Super-) Linearitat des Photostroms mit der Konzentration

Da sich der Photostrom JL einer Soiarzelle im allgemeinen nicht proportional zur Einstrahlung verhalt, wurde der Begriff der spektralen Empfindlichkeit durch den Beg riff der differentiellen spektralen Empfindlichkeit dSR(X,C) [Schdnecker94] ersetzt. Bei der Messung der dSR(X,C) wird die Soiarzelle mit weilBem Licht unter einer Konzentration C bestrahlt. Das monochromatische MeBsignal ist eine zu vernachlassigende Storung auf das elektrische Verhalten der Soiarzelle. Eine detaillierte Beschreibung der Vorgehensweise bei den Messungen wird in [Schdnecker94, Stryi-Hipp93] gezeigt.

In Abbildung 4.41 sind die Messungen der differentiellen spektralen Empfdlichkeit dSR(X,C) der GaAs-Konzentratorsolarzelle B171.7d dargestellt. AuBerdem wird die Anderung von dSR(X,C) in Abhangigkeit von der Konzentration gezeigt. Alle Werte wurden durch dSR(A.,1) bei einer Sonne geteilt. Im UV- und im infraroten Spektralbereich steigt die differentielle spektrale Empfindlichkeit mit der Konzentration. Dieses Verhalten ist typisch fur GaAs-Solarzellen. Der Anstieg von dSR(X.,C) im Bereich der Bandkante kann durch eine Erhohung des Absorptionskoeffizienten erklart werden. Die Ursachen werden in [Schonecker94] diskutiert.

------- dSR(1x)------- dSR(100x)------- dSR(100x)/dSR(1x).........dSR(50x)/dSR(1x)------- dSR(10x)/dSR(1x)

900 1000Wellenlange [nm]

Abb. 4.41: Messungen der differentiellen spektralen Empfindlichkeit dSR(k,C) an der GaAs-Sotar- zelle B171.7d. Mit zunehmender Konzentration steigt dSR(k,C) im infraroten und im UV-Spektral- bereich. Dies wird durch den Quotienten dSR(k, C) durch dSR(X, 1) bei einer Sonne deutlich (C = Konzentration).

Aus der dSR laBt sich die absolute spektrale Empfindlichkeit SR fur eine gegebene Spektralvertei- lung (z.B. AM1.5D) und der Photostrom lL(C) der Soiarzelle unter diesem Spektrum berechnen. Der Parameter von lL(C) ist die Konzentration C des weiBen Lichts. Durch Vergleich mit lL(C=1) kann nun die Nichtlinearitat berechnet werden. Im Falle der Soiarzelle B171b.7d betragt die Superlinea- ritat 0.5 % fur eine Konzentration von C = 100. Die im Rahmen dieses Projektes hergestellte LPE- ER-GaAs-Konzentratorsolarzelle A329.d1 zeigte jedoch eine uberproportionale Zunahme des Kurz- schluBstroms von 2.3 % [Stryi-Hipp93],

Werden Konzentratorsolarzellen unter einer Konzentration betrieben, die im Bereich vom Kehr- wert ihres Serienwiderstands liegt, so entspricht der Photostrom dem KurzschluBstrom der Zelle. Im allgemeinen wird die Einstrahlung (Konzentration) und somit der Wirkungsgrad einer Konzen- tratorsolarzelle uber deren KurzschluBstrom bestimmt [KaminarSS, Luque92, Andreev94a]. Unter der Annahme der Linearitat des KurzschluBstroms mit C ist dies korrekt. Verhalt sich lL(C) jedoch superlinear, so wird der Wirkungsgrad uber- und die Konzentration unterbewertet. Wird der optische Wirkungsgrad eines Konzentrators uber den KurzschluBstrom einer solchen Soiarzelle bestimmt, so wird T|0pt uberbewertet.


Im Rahmen dieses Projektes wurde zur Bestimmung der Wirkungsgrade von GaAs-Solarzellen unter konzentriertem Licht folgende Vorgehensweise gewahlt:

1) Bestimmung der Zellflache. Es wurde die zu beleuchtende Flache ("designated illumination area" [Green94]) gemessen oder auch aus der Maskengeometrie berechnet. Die Konzentra- torzellflache A* umfaBt das gesamte Kontaktgitter ohne Bus. Ein 50 pm schmaler Rand auGerhalb des Busses, der zur Justage der Mesamaske notwendig ist, wurde mitgerechnet.

2) Messungen der differentiellen spektralen Empfindlichkeit dSR(X) bei einer Sonne und unter Konzentration. Berechnung der Nichtlinearitat fur das AM1.5D-Spektrum.

3) Bestimmung des KurzschluGstroms bei einer Sonne unter AM1.5D-Bedingungen [ASTME891- 87'93] bei 25 °C unter dem Sonnensimulator (XAT) durch Vergleich mit einer von der Physika- lisch Technischen Bundesanstalt kalibrierten GaAs-Referenzzelle. Da der XAT nicht diesselbe Spektralverteilung wie das AM1.5D-Spektrum aufweist und die dSR(X) der MeBzelle im allgemeinen von der dSR(X) der Referenzzelle abweicht, wird der KurzschluGstrom dementspre- chend korrigiert (" Mismatch "-Korrektur).

4) Messungen der IV-Kennlinien unter Konzentration. Bestimmung von Konzentration und Wir- kungsgrad uber den kalibrierten KurzschluGstrom bei einer Sonne. Gegebenenfalls Korrektur durch den Faktor der Nichtlinearitat (siehe Punkt 2).

Die Leerlaufspannung in Abhangigkeit der Konzentration

Es wurde schon gezeigt, daB das Verhalten der Solarzellenparameter unter Konzentration durch das Zweidiodenmodell beschrieben warden kann. Im folgenden wird ein passender Parametersatz hergeleitet, der das Verhalten der entwickelten GaAs-Konzentratorsolarzellen in Abhangigkeit von C treffend beschreibt.

In Abbildung 4.42 ist die Dunkelstromkennlinie der LPE-ER GaAs-Konzentratorsolarzelle A329d1 gezeigt. Es dominiert der Rekombinationsstrom (J02) in der Raumladungszone fur eine angelegte Spannung, die kleiner als 1 V ist. Fur eine hdhere Spannung, uberwiegt der Injektionsstrom (J01)- Dies erklart, daB die Steigung der Kennlinie ab 1 V zunimmt. Die in Abbildung 4.42 gezeigte Kennlinie wurde mit Hilfe des Zweidiodenmodells angepaBt.

In Abbildung 4.42 ist auch der Parametersatz aufgefuhrt, mit dem die Dunkelkennlinie berechnet wurde. Die Werte von J0i und J02 sind typisch fur die LPE-ER-GaAs-Konzentratorsolarzellen in dieser Arbeit. Sie warden daher fur die Berechnung der Solarzellenparameter unter Konzentration verwendet. Der Diodenqualitatsfaktor der zweiten Diode n2 = 1.82 ist ebenfalls realistisch, jedoch ergibt sich keine wesentliche Veranderung der Kennlinie, wenn n2 = 2 gesetzt wird. Der Parallelwiderstand Rp= 1015 Qcm2 hat keinen EinfluB auf das Verhalten der Solarzelle. Der Serien- widerstands Rs = 0.004 Qcm2 gibt jedoch nicht den Wert fur die Solarzelle unter Konzentration wieder. Dies liegt daran, daB der Strom bei der Messung der Dunkelkennlinie hauptsachlich uber die (groBflachigen) Metallkontakte des Busses flieBt, da dort der Kontaktwiderstand am geringsten ist. Wird die Solarzelle jedoch unter konzentriertem Licht betrieben, so muB der Strom uber Emitter und Kontaktgitter abgefuhrt werden. Dadurch ergibt sich ein hoherer Serienwiderstand.

Zur Anpassung des Serienwiderstands an die Solarzellenparameter in diesem Kapitel wurde daher folgende Vorgehensweise gewahlt:

Messungen der Parameter FF, Voc und r| einer Solarzelle in Abhangigkeit der Konzentration. Jsc wurde wie oben beschrieben gemessen.Berechnung der IV-Kennlinie der Solarzelle mit dem Zweidiodenmodell und den aus der Dunkelkennlinie gewonnen Parametern: n, = 1, n2 = 2, Rp > 1010 Qcm2, J02 = 10"11 Acm"2, J0i = 10"19 Acm"2. Fur Jsc wurde jeweils die bei einer Sonne gemessene KurzschluBstromdichte der Solarzelle gewahlt.Ermittlung des Serienwidestands Rs durch Anpassung an die gemessenen Solarzellenparameter unter Konzentration.


10 1

Abb. 4.42: Gemessene Dunkelstromkennlinie der Solarzelle A329d1 und___ Rechnung nach dem

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 Zweidiodenmodell mit den in der Abbildung an-gegebenen Parametern.Spannung[V]

Es gibt verschiedene Methoden zur Bestimmung des Serienwiderstands von Solarzellen [Rumyan- tsev90, Beier92], doch warden immer die gemessenen Solarzellenparameter bei einer bestimmten Lichtintensitat benotigt. Dunkelstromparameter sind nicht ausreichend.

Im folgenden warden vorwiegend 13 mm2 gro6e GaAs-Konzentratorzellen mit einem fur "Prismatic Cover" geeigneten Kontaktgitter untersucht [Blieske95], Mit Hilfe eines "Prismatic Covers" wird die Abschattung einer Zelle durch die Metallisierung minimiert. Aus diesem Grund sind die KurzschluBstrome der LPE-ER-GaAs bis zu 1.5 mAcnrf2 hoher als der lsc der gleich groBen Solarzellen mit radialem Kontaktgitter.

1180

E 1140

o>cAbb. 4.43: Messungen der Leerlaufspan- nungen verschiedener GaAs-Konzentrator- solarzellen in Abhangigkeit der Konzentra- tion. Die Rechnung wurde mit Hilfe des Zweidiodenmodells und den Parametern Jqi = 10'19 Acm'2, J02= 10'11 Acm'2, Rp= 1Vb Qcm2 und Jsc = 24 mAcm'2 (B219.2.10d) durchgefuhrt.

§S’ 1060

Anpassung mit Zweidiodenmodell9 MOCVD-GaAs-Zelle RD1336/7.1 Ot 1 LPE-GaAs-Zelle B1?1b.7d * LPE^GaAs-Zelle B219.2.10d

--------Rs = 0.008 Ohm cm1

s1020O

it'

10 100 1000KonzentrationC

In Abbildung 4.43 sind die MeBwerte der Leerlaufspannung verschiedener GaAs-Konzentratorsolarzellen und das mit dem Zweidiodenmodell berechnete V# fur Rs= 0.008 Clem2 dargestellt. Es ist zu erkennen, daB die Solarzelle B171b.7d einen hoheren Serienwiderstand aufweist als die Solarzelle B219.2.10d. Die MOCVD-Solarzelle (Epitaxie an der Universitat Stuttgart) hat eine durchschnittlich 10 mV hohere Leerlaufspannung als die LPE-ER-Solarzellen bei der jeweiligen Konzentration. Der Grund hierfur ist der wesentlich dunnere Emitter der MOCVD-Zelle.

In Abbildung 4.44 werden die Leerlaufspannungen der Konzentratorsolarzellen unterschiedlicher Materialien mit der jeweils maximal moglichen Leerlaufspannung einer idealen Solarzelle verglichen. Die 0.92 cm2 groBe GalnP-Konzentratorsolarzelle M1118 wurde im Rahmen dieses Projektes in Zusammenarbeit mit der Universitat Stuttgart und der A.S.EVHeilbronn [Frese95] entwickelt.


1600>■=■ 1400 O) c3 C

<6

£1

1200

1000;[

800

600

Vergleich mit idealen Solarzellen MOCVD-GaAs-Zelle RD1336fi

------ physikalische Grenze GaAsUPE-GaAs-Zelle B219.2.10d

+ GalnP - Solarzelle M1118 — physikalische Grenze GalnP g LBSF-Si-Zelle K18-6-4

-------physikalische Grenze Si

10 100 Konzentration C

1000

Abb. 4.44: Messungen der Leerlaufspannung von Konzentratorsolanzellen mit unterschiedlichem Bandabstand in Abhangigkeit der Konzentration und Vergleich mit dem Maximalwert fur den jeweiligen Bandabstand.

Die 0.13 cm2 groBen GaAs-Konzentratorsolarzellen warden im Rahmen dieses Projektes entworfen und hergestellt. Die Epitaxie der MOCVD-Zellen wurde ebenfalls im Rahmen dieses Projektes an der Universitat Stuttgart durchgefuhrt. Bei 100 Sonnen erzielte diese GaAs-Zelle eine Leerlaufspannung von 1138 mV (1156 mV bei 250 Sonnen). Diese Werte liegen 10.5 % unter der thermodynamischen Obergrenze und entsprechen ziemlich genau den bisher hdchsten veroffentlichten Leerlaufspannungen fur GaAs-Zellen bei den entsprechenden Konzentrationen [MacMillan88, Green94]. Das Voc der LPE-ER-GaAs-Konzentratorsolarzelle liegt 11 % unter der entsprechenden thermodynamischen Obergrenze. Dieser Wert kann wegen des dicken Emitters der LPE-ER-Zelle nur wenig verbessert werden.

Die 20 mm2 groBe Si-Konzentratorsolarzelle K18-6-4 wurde von [Sterk95] am Fraunhofer ISE entwickelt. Der Wirkungsgrad dieser Zelle bei 50 Sonnen betragt 24.1 %. Bei 100 Sonnen erzielte diese Zelle eine Leerlaufspannung von 790 mV. Dieser Wert ist 20 % von der physikalischen Obergrenze entfernt. Die Ursachen fur diesen vergleichsweise groBen Unterschied sind die Auger-Re- kombination in Silicium und der fur 100 Sonnen zu hohe Serienwiderstand.

Das Verhalten des Fullfaktors mit steigender Einstrahlung

Abbildung 4.45 zeigt die gemessenenen Fullfaktoren von drei verschiedenen GaAs-Konzentratorsolarzellen in Abhangigkeit der Konzentration. Die MeBwerte steigen schneller mit zunehmender Konzentration als der Fullfaktor einer idealen GaAs-Zelle. Dieser Effekt wurde durch den Ubergang von Rekombinationsstrom (J02) zu Injektionsstrom (J01) in der Raumladungszone erklart. Er kann somit durch das Zweidiodenmodell beschrieben werden. Der berechnete Anstieg von FF ist ebenfalls in Abbildung 4.45 dargestellt. Dies erklart auch, warum die Fullfaktoren alter Solarzellen in Abbildung 4.45 bei mittleren Konzentrationen (C < 100) Werte von uber 87 % annehmen. Die Differenz zur physikalische Obergrenze betragt nur 3 %.

Mit zunehmender Einstrahlung sinken die Fullfaktoren wegen des endlichen Serienwiderstands. Im Falle der Solarzellen B171 b.7d und RD1336/7.10b betragt der Serienwiderstand Rs = 0.02 Qcm2, wahrend der Rs im Falle der LPE-ER-Zelle B219.2.10d kleiner als 0.01 £"2cm2 ist. Letztere Zelle weist auch fur eine Konzentration von 100 Sonnen einen Fullfaktor auf, der groGer als 87 % ist.


I

92

qn

88

ak.. .r-82|

l \ 1

oK80 - a MOCVD-GaAs-Zelle RD1336/7

^4 LPE-GaAs-Zelle B171b.7d v ?78 ( LPE-GaAs-Zelle B219.2.1 Od ®\ ^76

........Rs= 0.008 Ohm cm2------ Rs = 0.02 Ohm cm*

74 — physikalische Grenze GaAs V 172

KonzentrationC

Abb. 4.45: Gemessener Fullfaktor verschiedener GaAs-Solarzellen in Abhangigkeit der Konzentration. Der im Vergleich zu den thermodynamischen Grenzwerten starke Anstieg bei niedrigen Konzentrationen kann durch das Zweidiodenmodell (J01 = 10'19 Acm'2, J02

= 70~?? Acm2, Rp = 10 0 Clem2, Jsc = 24 mAJcm2) erklart werden.

Die Wirkungsgrade der GaAs-Konzentratorsolarzellen Die Wirkungsgrade der MOCVD-Solarzellen

Abbildung 4.46 zeigt die gemessenen Wirkungsgrade zweier MOCVD-GaAs-Konzentratorsolar- zellen (Epitaxie Universitat Stuttgart). Die Struktur der Solarzelle RD1136 ist fur das Wachstum einer GaAs-Solarzellenstruktur auf Si-Substrat optimiert worden. Die Dicke des Emitters betragt nur 0.5 pm und die Dotierung Na = 2.8x1018 cm'3. Dagegen wurde die Struktur der Solarzelle RD1336/7.10b fur die Konzentratoranwendung optimiert. Dies erkart zumindest teilweise den geringeren Serienwiderstand der zweiten Zelle. Er entpricht dem Rs guter LPE-ER-Zellen. Doch kann dieser Wert technologisch noch weiter reduziert werden.

1

O)ci

22.5

22

21.5

21

20.5

20(

19.5

19|

18.5

18

ay

-Q

) // y.f ■ \

V Anpassung mit Zweidiodenmodell ja optimierte MOCVD-GaAs-Zelle RD1336/7

1 ..... Rs = 0.02 Ohm cm2 i Xg MOCVD-Zelle RD1136 : \

r ........Rs = 0.04 Ohm cm* \ X

10 100

KonzentrationC1000

Abb. 4.46: Messungen der Wirkungsgrade der nicht optimierten (RD1136) und der nicht optimierten MOCVD-GaAs-Konzentratorso- larzelien und Rechnungen nach dem Zweidiodenmodell mit den Parametern J0i = 10'79

Acm'2, J02= 10'17 Acm'2, Rp= 1070 Clem2 und Jsc = 23.2 mAcm'2.

Prinzipiell konnen mit MOCVD-GaAs-Konzentratorsolarzellen mindestens ebenso hohe Wirkungsgrade erzielt werden wie mit entprechenden LPE-Zellen. Der hochste Wirkungsgrad einer solchen MOCVD-GaAs-Zelle in den "PV-Chart" von NREL betragt 27.5 % (AM1.5D, 205 Sonnen) [Green94]. Diese Solarzelle wurde von Varian hergestellt und besitzt ebenfalls ein "Prismatic Cover" wie die GaAs-Konzentratorzellen in diesem Kapitel.

Die Wirkungsgrade der LPE-SolarzellenIn Abbildung 4.47 sind die gemessenen Wirkungsgrade von drei 13 mm2 groBen LPE-Solarzellen mit "Prismatic Cover" abgebildet. Das Design dieser Zellen ist identisch, lediglich die Technologie unterscheidet sich durch unterschiedlich hergestellte Vorderseitenkontakte. Die Solarzelle B225.2.7c besitzt eine KurzschluBstromdichte von 25.6 mAcm'2 und einen Wirkungsgrad von 24.9 % (AM1.5D, C = 55). Zur maximal moglichen KurzschluBstromdichte unter dem AM1.5D- Spektrum (29.9 mAcm"2) fehlen dieser Solarzelle 14 %. Die KurzschluBstromdichte der im Rahmen dieses Projekts hergestellten Solarzellen kann noch am ehesten verbessert werden. Allerdings betragt der Serienwiderstand dieser Zelle 0.02 Qcm2 und ist daher nicht ganz optimal. Dagegen ist Rs der Solarzelle 6219.2.10d wesentlich niedriger. Da die Kontaktstruktur gleich ist, laBt sich dies


vor allem durch einen niedrigeren Obergangswiderstand aufgrund einer veranderten Technologie erklaren. Die aufgedampften Kontakte bestehen a us Ti/Pd/Ag anstatt Mn/Au. AuBerdem wurde vor dem Aufdampfen eine "2:1:96"-Atze durchgefuhrt. Allerdings betragt die KurzschluBstrom- dichte dieser Zelle nur 24.2 mAcm"2. Dies kann zum groBten Teil durch die nicht-optimierte Anti- reflexschicht erklart werden. Aber auch eine erhohte Oberflachenrekombinationsgeschwindigkeit aufgrund der direkten Kontaktierung des GaAs-Emitters nach der 2:1:96-Atze konnte eine Rolle spielen. Das Erreichen eines reproduzierbaren Wirkungsgrades von 25 % (AM1.5D, 100 Sonnen) erscheint realistisch, wenn die Untesuchungen zur Technologieoptimierung abgeschlossen werden konnen.

26

25

24

"52 23 •«'*

\ Abb. 4.47: Messungen der Wirkungsgrade derin diesem Projekt entwickelten LPE-GaAs Konzentratorsolarzellen und Rechnungen nach4 A —— V. . ■» —^ —/* II r* Xk ri— XA IU »■» I

%

Q Kontakte Mn/Au, AR-Schieht angepaBt .. -. Jsc* 25.6 mA/cm* Rs-0.02 Ohm cm*K Kontakte Ti/Pd/Ag, post - Atze20

II ____ Jsc= 24.0 mA/cm* Rs-0.008 Ohmcm*

1910010

Konzentration C

In Tabelle 4.9 sind die maximal erreichten Wirkungsgrad der in diesem Projekt entwickelten GaAs- Konzentratorsolarzellen aufgefuhrt. AuBerdem sind die jeweils besten Werte aus Veroffentlichun- gen von anderen Gruppen aufgefuhrt. Der hdchste bislang veroffentlichte Wirkungsgrad einer LPE-GaAs-Konzentratorsolarzelle betragt 24.6 % (AMO, C = 105) [Andreev94b], Das entspricht ungefahr einem Wirkungsgrad von 25.8 % unter AM1.5D-Bedingungen. Allerdings ist die Struk- tur dieser LPE-Zelle wesentlich aufwendiger a Is die einfache Struktur der LPE-ER-Solarzellen in diesem Projekt. Eine spanische Gruppe [Algora92], mit der eine enge Zusammenarbeit besteht, erreichte einen ebenso hohen Wirkungsgrad mit einer vergleichbar einfachen Zellstruktur bei einer Konzentration von 180 Sonnen wie die beste Zelle in diesem Projekt. Dieser Wert wurde jedoch in einem Hohlraum ("cavity") gemessen, der eine Minimierung der Abschattungsverluste ermoglicht aber einen noch geringeren Akzeptanzwinkel a Is der des "Prismatic Covers" hat.

Tabelle 4.9: Solarzellenparameter einiger GaAs-Konzentratorsolarzellen unter jeweils einer Konzentration, bei der die Solarzelle ihren maximalen Wirkungsgrad erreicht. Die Werte werden mit den jeweiiigen besten veroffentlichten Werten und dem thermodynamischen Limit verglichen.

Name C Jsc (1 Sonne) Voc FF *1LPE-ER B225.2.7C 1 50 25.6 mAcm'2 1121 mV 86.5 % 24.9 %2

LPE-ER B219.2.1 Od 1 100 24.2 mAcm'2 1130 mV 87.1 % 23.8 %

LPE-ER B225.2.7d1 100 25.6 mAcm'2 1132 mV 85.2 % 24.8 %

LPE-ER [Algora92]3 180 26.1 mAcm'2 1130 mV 84.3 % 24.9 %2

LPE-EPI [Andreev94b]1 105 27.3 mAcm'2 1161 mV 81.5 % 25.8 %4

MOCVD RD1336/7.10b1 100 23.0 mAcm'2 1138 mV 84.2 % 22.2 %

MOCVD [KaminarSS]1 205 27.8 mAcm'2 1155 mV 85.7 % 27.5 %2

Ideale GaAs-Zelle 100 29.9 mAcm'2 1274 mV 90.2 % 34.4 %

’Mit "Prismatic Cover",2 Korrigierte Werte [Green94],3 In einem verspiegelten Hohlraum (Cavity) gemessen, 4 Aus AMO-Werten berechnet.


Insgesamt warden im Rahmen dieses Projekts in erster Linie Solarzellen mit einer radialen Kontakt- struktur hergestellt. Der Wirkungsgrad dieser Zellen lag zwischen 23 und 24%. Wie im Falle der GaAs-Solarzellen mit paralleler Kontaktstruktur (fur "Prismatic cover" Anwendung) wurden fur den Serienwiderstand Werte zwischen 0.01 und 0.02 Qcm2 ermittelt. 26 dieser Zellen wurden fur den Einbau in ein Konzentratormodul mit Fresnellinsen verwendet.

Die Stabilitat des Wirkungsgrades der LPE-ER-GaAs Konzentratorsolarzellen

Generell wurde an Hand der im Rahmen dieses Projektes hergestellten LPE-ER-GaAs-Konzentrator- solarzellen beobachtet, da6 besonders kleine (1-3 mm2) Solarzellen einige Monate nach der Her- stellung keine guten Solarzellenparameter bei einer Sonne aufweisen. In diesen Fallen degradierte der 1-Sonnenwirkungsgrad innerhalb weniger Monate urn 1.5 % (absolut). Dieser Effekt kann dadurch erklart werden, dalB Defekte am Rand der GaAs-Solarzeile (z.B. durch konzentriertes Sonnenlicht) aktiviert werden. Dadurch erhdht sich die Rekombinationsstromdichte (J02 im Zwei- diodenmodell) umgekehrt proportional zur GroBe der GaAs-Solarzelle [Stellwag90]. Da das elektrische Verhalten der GaAs-Zellen unter konzentriertem Licht nicht durch J02 sondern durch J01 (Injektionsstrom) bestimmt wird, sind die Wirkungsgrade der Zellen unter Konzentration stabil. Dieses Phanomen wurde vor allem an den 1 -3 mrrr groBen Konzentratorsolarzellen, die zu Beginn dieses Projekts optimiert wurden, beobachtet. Dies kann beispielhaft an Hand der 3 mm2 groBen GaAs-Zelle A329.d1 gezeigt werden.Abbildung 4.48 zeigt die Wirkungsgrade der 3 mm2 groBen LPE-ER-GaAs-Zelle A329d1 in Abhan- gigkeit der Konzentration und ihres Alters. Die Messungen von 1992 und 1994 wurden im ISE- Kalibrielabor durchgefuhrt, wahrend die Wirkungsgrade von 1993 am NREL (USA) bestimmt wurden. Lediglich fur den Wert bei einer Sonne wurde in den ersten Monaten eine Degradation vor allem in der Leerlaufspannung (28 mV) und dem Fullfaktor (3.8 % absolut) festgestellt. Im Falle der 13 mm2 groBen Solarzellen wurde eine geringere Degradation der 1-Sonnenwirkungsgrade festgestellt (bis zu 12 mV im Voc und 1.8 % absolut im Fullfaktor). Die Wirkungsgrade der 0.92 cm2 groBen GaAs-Konzentratorzellen bei einer Sonne sind noch wesentlich stabiler. Diese Beob- achtung bestatigt die theoretischen Aussagen mit Hilfe des Zweidiodenmodells [Stellwag90], Abbildung 4.48 zeigt auch eine gute Reproduzierbarkeit der Konzentrator-MeSergebnisse in den beiden anerkannten Kalibrierlabors Fraunhofer ISE und NREL (USA).

24

23

22 * 1% ▲

c

18

A ISE 9.92 -$ NREL 5.93 ■ ISE 5.94

Messungen der GaAs-Solarzelle A329.d1l A Q ISE 5.92

Jsc= 24.2 mA/cm2 Rs=0.01 Ohmcm2

10 1000

Abb. 4.48: Wirkungsgradmes- sungen der 3 mm2 groBen LPE- ER-GaAs-Zelle A329.d1 in Ab- hangigkeit der Lebensdauer. Die Wirkungsgrade unter Konzentration sind stabil.

1 100Konzentration C


4.7 Konzentratormodule und Kuhlung

Die Solarzellenparameter von GaAs-Zellen in Abhangigkeit der Temperatur

Um die Temperaturabhangigkeit der Leerlaufspannung zu ermitteln, wurde eine LPE-ER-GaAs- Konzentratorsolarzelle auf einem Kuhlblock montiert und ohne Bestrahlung auf eine bestimmte Temperatur T0 gebracht. Danach wurde die Solarzelle mit Xenonlicht bestrahlt und Voc beim Beginn der Bestrahlung gemessen. Der (maximale) MeBwert der Leerlaufspannung entspricht dem Voc der Zelle bei der Temperatur T0 und der Konzentration C [Schitterer93], In Abbildung 4.49 ist das Verhalten von Voc der Konzentratorsolarzelle A319d3 in Abhangigkeit von T0 und C dargestellt. Die jeweilige Steigung dV0CZdT ist ebenfalis angegeben. Sie wird auch Ternperaturkoeffizient der Leerlaufspannung genannt.

1200

£o) n°°c3CCCOQ.<n 10003(0

■ C = 120 (-1.579 mvrc)

• C = 12 (-1.877 mV/°C)

0)CD

Abb. 4.49: Leerlaufspannung einer LPE-GaAs- Konzentratorzelle in Abhangigkeit von Zell- temperatur und Konzentration.

900

0 10 20 30 40 50 60 70 80

Temperatur [°C]

Der Bandabstand Eg einer Solarzelle sinkt mit steigender Temperatur. Die Temperaturabhangigkeit der Leerlaufspannung einer idealen Solarzelle wird nicht nur durch Eg bestimmt (vgl. Gl. 4.33). Im Falle einer realen Solarzelle (Idealitatsfaktor > 1) ist der Betrag von dV0CZdT noch groBer. Allgemein gilt: Je niedriger die Spannung, um so hbher ist die Abhangigkeit von der Temperatur. Das ist auch der Grund, weshalb der Temperaturkoeffizient in Abbildung 4.49 fur hbhere Konzentrationen (und somit hoheres Voc) geringer ist. Aus dem Eindiodenmodell kann folgender Zusammenhang hergeleitet werden [Sala89]:

E. kTdV

dTe e (4.56)

T

Diese Beziehung gilt fur jede (positive) angelegte Spannung V. Eg0 ist der Bandabstand bei 0 °K. n, ist der Idealitatsfaktor im Eindiodenmodell und y ist eine semi-empirische Variable [Fahrenbruch 83]. Fur GaAs ist ^ = 1.5, y = 2 [Sala89] und Eg0 = 1.52 eV [Blakemore82], Bei 100 Sonnen und 298 °K betragt die charakteristische Leerlaufspannung der GaAs-LPE-ER-Zelle 1.13 V. Es ergibt sich: dVoc/dT(C=100) = -1.57mV/°K. Dieser Wert stimmt mit dem gemessenen Temperaturkoeffi- zienten in Abbildung 4.49 uberein.

Bei Kenntnis von dVocZdT(C) und V0C(T0) bei einer beliebigen festen Temperatur T0 kann durch eine Messung von V^CW die (beliebige) Temperatur des pn-Obergangs Tm bestimmt werden:

(4.57)


dVocZdT(C) und V^CJq) warden wie oben beschrieben bestimmt. Die Messung von Tm mit Hilfe der Leeriaufspannung wird auch V^-Methode genannt [Schitterer93]. Auf diese Weise konnte die Zelltemperatur im Konzentratormodul bestimmt werden.

Der Wirkungsgradverlust kann ebenfalls mit Hilfe von Gleichung 4.57 berechnet werden, wenn dort Voc = Vm gesetzt wird.

Die passive Kuhlung der Solarzellen

Etwa 25 % der eingestrahlten Energie werden von der GaAs-Konzentratorsolarzelle in elektrische Energie umgewandelt. In GaAs wird der infra rote Spektralanteil nicht absorbiert. Das sind 37 % der Energie im AM1.5D-Spektrum. Unter der Annahme, daB die Germanium/Gold-Kontakte auf der Ruckseite der Zelle 80 % der infraroten Strahlung reflektieren, werden 20 % der Energie im infraroten Spektrum in Warme umgewandelt.

Vom sichtbaren Spektralanteil werden ungefahr 12 % durch Reflexion und Abschattung an der Vorderseite der Solarzelle und durch strahlende Rekombination von der Zelle emittiert. Alle anderen Verluste, wie z.B. die SRH-Rekombination und die joulschen Verluste, erzeugen Warme in der Solarzelle (Tabelle 4.10). Hochstens 40 % und nicht wie oft angenommen 80 % der eingestrahlten Energie werden also in der Solarzelle zu Warme.

Tabelle 4.10: Verteilung der energetischen Anteile in einer GaAs-Konzentratorsolarzelle, die im Punkt maximaler Leistung betrieben wird. (Infraroter Spektralteil: X > 870 nm).

Energie im AM1.5D - Spektrum

ElektrischeEnergie

Von der Solarzelle reflektierte Energie

Warme in der Solarzelle

Sichtbarer Anteil 63 40% Rv: 6 % + Rstr: 6 % hv>Eg: 29 % + Rest: 19 %

Infraroter Anteil 37 - 80 % 20

Summe 100 25 % 37 % 38

Wegen der Verringerung von Vm mit steigender Temperatur muB die in der Solarzelle erzeugte Warme abgefiihrt werden. Aus Grunden der geringen Storanfalligkeit und der geringen Kosten wurde im Rahmen dieses Projekts eine passive Kuhlung gewahlt. Die einfachste Losung besteht darin, die Solarzelle auf einem Kupferblech zu montieren. Cu hat zwei Vorteile: a) die hohe Warmeleitfahigkeit, b) die guten Moglichkeiten, auf Kupfer zu loten.

Von Ausnahmen abgesehen kann das flache Blech so groB sein, wie die Aperturflache des Konzentrators. Da das Blech (zumindest an der Ruckseite) direkten Kontakt mit der umgebenden Luft haben kann, lassen sich auf diese Weise sogar niedrigere Temperaturen realisieren als in vollstandig verkapselten Flachmodulen. Zwei Aufgaben warden gelost: Die Dimensionierung der Bleche und der elektrische und thermische Kontakt zwischen Cu-Substrat und Solarzelle.Die 3 mm2 groBen Solarzellen wurden mit Hilfe eines Silberleitklebers auf 4 cm2 groBen Kupfer- substraten montiert. Die Warmeleitfahigkeit XK1 des Klebers ist niedrig (1.5 Wm'V1). Die Zelltemperatur wurde bei 850 W/m2 Direktstrahlung unter einer 4 cm2 groBen Linse gemessen. Dies geschah mit der Voc-Methode und direkt neben der Solarzelle mit einem Ptl 00-Thermoelement. Es ergab sich, daB die Temperatur der Zelle 4 °C uber der Temperatur des Kupfersubstrats lag. Dies wurde durch Simulationsrechnungen bestatigt.Dagegen wurden die 13 mm2 groBen Solarzellen auf 16 cm2 groBe Kupferbleche geldtet: Das vorbehandelte Kupferblech, ca. 50 mg Lotzinn und die Solarzelle wurden dazu auf eine 220 °C heiBe Platte gelegt. Das Lotzinn muB fluBmittelfrei sein und mindestens 60 % Sn enthalten. Die Zelltemperatur (V^-IVIethode) wurde unter einer 20.25 cm2 groBen Fresnellinse bei 800 W/m2 gemessen. Ein Vergleich mit der Temperatur auf dem Kupfersubstrat ergab keinen erkennbaren Unterschied. Dies laBt sich durch die gute Warmeleitfahigkeit des Lotzinns XSn = 80 Wrn'V'1 [Handbook85, D-184] erklaren und wurde durch Rechnungen bestatigen.


Die Warmeleitungsgleichung wurde fur den stationaren Fall dreidimensional simuliert. Das Rechen- programm wurde von Stangl [Stangl92] geschrieben. Es wurden die in Tabelle 4.11 angegebenen Werte verwendet. Zunachst wurden die oben beschriebenen Messungen simuliert, wobei sich eine gute Ubereinstimmung mit den MeIBwerten der Zell- und Substrattemperaturen ergab. Sodann wurde die Temperatur der Solarzelle in Abhangigkeit von der Dicke des Cu-Substrats und der GroBe des Konzentrators simuliert. Eine wesentliche Annahme bei der Simulation war, daB die Aperturflache des Konzentrators gleich der Flache des Kupferbleches ist. Die Konzentration auf der Solarzelle wurde konstant gehalten. Das System Konzentrator/Solarzelle/Cu-Substrat wurde also hochskaliert. AuBerdem wurde das Ergebnis aus Tabelle 4.10 verwendet, daB nur 40 % der eingestrahlten Energie in Warme umgewandelt werden. Der Wert der Quelldichte in Tabelle 4.11 berucksichtigt auBerdem die optischen Verluste (15 %) und die Tatsache, daB die Direktstrahlung im allgemeinen nur 800 W/m2 betragt.

Tabelle 4.11: Parameter, die verwendet wurden, um das thermische Verhalten der passiven Kuh- lung der GaAs-Konzentratorsolarzelle durch ein Kupfersubstrat zu simulieren.

Quelldichte in 1 pm dicker GaAs-Schicht q 27 kW/cm3

Flache der GaAs-Konzentratorsolarzelle A$z 0.01 - 30 cm2

Warmeleitfahigkeit GaAs [Luque89, Handbook85] ^-GaAs 0.54 Wcm"1°K‘1

Dicke des GaAs-Substrats dcaAs 0.035 cm

Flache des Cu-Substrats = Aperturflache Aap=Acu 1-3000 cm2

Warmeleitfahigkeit Kupfer [Luque89, Handbook85] A-Cu 3.98 Wcm'1°K’1

Dicke des Cu-Substrats dcu 0.01-1 cm

Warmeleitfahigkeit Lotzinn [Handbook85] ^Sn 0.8 Wcm'1°K'1

Warmeubergangskoeffizient Cu-Luft [Kuchling85] «ub 25 Wm‘2°K‘1

Umgebungstemperatur Turn 303°K

In Abbildung 4.50 sind die Ergebnisse der Simulation aufgefuhrt. Fur die in Tabelle 4.11 angegebenen Bedingungen betragt die gunstigste Temperatur der Solarzelle 38 °C (8 °C uber der Umge- bungstemperatur). Im Falle der Fresnellinsen (Aap = 20.25 cm2) ist ein 1 mm dickes Kupferblech ausreichend, um diese Temperatur durch passive Kuhlung unter den Annahmen in Tabelle 4.11 zu halten. Wurde zur Kuhlung eine Kupferplatine (dCu < 100 jum) wie in [Andreev94a] verwendet, so wurden zusatzliche Verluste entstehen.

Abbildung 4.50 zeigt einen Vorteil der kleineren Konzentratoren fur die Anwendung in photovoltaischen Konzentratormodulen: Je geringer die Aperturflache, desto weniger Material wird zur passiven Kuhlung bendtigt.

Dicke des Cu-Substrats-------- 1 mm— — — — 0.1 turn ---------10 mm

10 100 1000 Aperturflache = Flache des Cu-Substrats [cm q

Abb. 4.50: Temperatur einer GaAs-So- larzelle bei C = 100 in Abhangigkeit von GroBe und Dicke des Kupfer- blechs, das zur passiven Kuhlung dient.


Die Entwicklung der Konzentratormodule

Messungen der Modulwirkungsgrade

Da es einen hohen experimentellen Aufwand bedeutet, die Direktstrahlung unter einem kleinen Raumwinkel aber auf einer groBen Flache homogen zu simulieren, werden Konzentratormodule bislang unter Freilandbedingungen gemessen. Sie werden dazu auf einer Nachfuhranlage montiert.

In der Literatur gibt es noch keine einheitliche Vorgehensweise bei der Messung von Konzentrator- modulwirkungsgraden. Insbesondere wurde bisher bei sehr unterschiedlicher Temperatur und verschiedener Einstrahlung gemessen. Die (beliebige) eingestrahlte Leistung £q = Pjn wurde im

allgemeinen mit Pyrheliometern der Firma Eppley gemessen [KaminarSS, Richards90, Kuryla90, McNaughton93, Garboushian94]. Keine der hier genannten Veroffentlichungen berucksichtigte jedoch die winkelabhangige und die spektrale Struktur der Solarstrahlung wahrend der Messung. Wegen der Zirkumsolarstrahlung und wegen dem unterschiedlichen Aerosolgehalt wurden dadurch sehr unterschiedlich zu bewertende Wirkungsgrade gemessen. Einige Autoren [KaminarSS, McNaughton93] verwenden eine aktive Kuhlung oder korrigieren ihre MeBwerte auf 25 °C Zell- temperatur.

Aus diesem Grund wurde im Rahmen dieses Projekts die oben beschriebene Vorgehensweise zur Messung von Konzentratormodulwirkungraden erweitert:

Messungen der Modulwirkungsgrade bei AM1.5D ahnlichen Spektralbedingungen. Korrektur der Pyrheliometermessung durch Isc-Me6werte von Einzelzellen, deren KurzschluBstrom unter Laborbedingungen kalibriert wurde.Messung der Direktstrahlung ohne Zirkumsolarstrahlung im Akzeptanzwinkelbereich des Kon- zentrators. Korrektur der Pyrheliometerwerte durch den Faktor Az.Messung der Umgebungstemperatur. Korrektur der Wirkungsgrade auf 25 °C Umgebungs- temperatur.

Die hier aufgefuhrten Schritte erganzen die von Photovoltaik USA (PVUSA'94) vorgeschlagenen MeBbedingungen. Sie entsprechen den "SRC-Bedingungen" (standard reporting conditions) fur 1- Sonnenflachmodule [Bucher94, ASTME89193],

In Abbildung 4.51 ist der MeBaufbau schematisch dargestellt. Die Korrektur des gemessenen Wir- kungsgrads r|m geschieht folgendermaBen:

UVm - ~^rfTm-To))al= r\Jl-At)— mit r\Jl-At)

Az (4.58)

I sc ( Famud)

Fm ist die spektrale Strahlungsintensitat wahrend der Messung, lm und Vm sind Strom und Span- nung des Moduls im Punkt maximaler Leistung, AAp ist die Aperturflache des Moduls und Eq(Fm.Qpyr)ist die vom Pyrheliometer gemessene Direkt- und Zirkumsolarstrahlung. Durch den

Faktor Az wird nur die Strahlung berucksichtigt, die in den Akzeptanzwinkelbereich des Konzentrators fa lit (Abb. 4.51). Dies geschieht durch die Messung des KurzschluBstroms kleiner Solarzellen, die eine ahnliche spektrale Empfindlichkeit wie die Solarzellen im Modul haben.


Eq (®pyr )

GaAs-Zellen Konzentratormodul

I sc (Fami^d i Labor)

Abb. 4.51: Freilandmessung eines GaAs-Konzentratormoduls unter Berucksichtigung der Spektral- verteilung und der Zirkumsolarstrahlung.

Der Faktor ASP berucksichtigt, daG das Moduls nicht unter AM1,5D-Bedingungen gemessen wind. Die Messung von l%(Fm) erfolgt mit Zellen, deren spektrale Empfindlichkeit der SR(X) der Modul- zellen entspricht. Der KurzschluGstrom Isc(FAmi.5d) wurde im ISE-Kalibrierlabor bestimmt. Der LabormeGwert wurde mit Strahlungsintensitat £q(Fm,Qpyr) multipliziert. 1st der KurzschluGstromunter AM1.5D-Bedingungen einer Einzelzelle im Modul bekannt, so kann ASP auch mit Hilfe dieser Zelle gemessen werden. Allerdings muB dazu der genaue optische Wirkungsgrad des Submodul- Konzentrators bekannt sein. Der Quotient At berucksichtigt schlieBlich die von T0 = 25 °C abwei- chende Umgebungstemperatur bei der Messung.

Ein Modul mit spharischen Linsen

Ein Feld von 16 spharischen Linsen wurde in einem festen Abstand von 65 mm uber einem entsprechenden Feld von kleinen GaAs-Konzentratorzellen montiert. Die Linsenflache betragt Aap = 3.91 cm2 und die Flache innerhalb des Busses der Konzentratorsolarzelle (Innendurchmesser 1.8 mm) Asz = 2.54 mm2. Daraus ergibt sich eine geometrische Konzentration von Cg = 154. Die Linsen wurden beidseitig mit MgF2 beschichtet. Dadurch konnte von 83 % auf 86 % verbessert werden. Der Wirkungsgrad der Konzentratorsolarzellen lag urn 23 % (AM1.5D, 100 Sonnen).Wie oben beschrieben wurden die Solarzellen auf 3.9 cm2 groGe Kupfersubstrate geklebt. Mit Hilfe eines thermisch-leitenden, elektrisch-isolierenden EPOXY-Klebers wurden die Kupfersubstrate mit Solarzellen in der Brennebene des Moduls montiert. Die Grobjustage erfolgte in Sonnenlicht. Bei der Feinjustage wurden die Solarzellen in Vorwartsrichtung betrieben. Mit Hilfe eines Infrarot- sichtgerats wurde die relative Position der Zellen durch die Linsen bestimmt und gegebenenfalls nachjustiert. Jeweils vier der 16 Solarzellen wurden in Serie geschaltet.

Die Messung des Modulwirkungsgrads erfolgte auf dem Dach des Fraunhofer ISE mit Hilfe der dort befindlichen Nachfuhranlage bei 851 W/m2 Direktstrahlung, 30 °C Umgebungstemperatur und geringer Windgeschwindigkeit (< 1 m/s). Der unkorrigierte Modulwirkungsgrad r|m bei wiederholten Messungen der IV-Kennlinie betrug 19.1+0.1 %. Die einzelnen Parameter sind in Abbildung 4.52 dargestellt.


0.3

2“E

I0.1

0.00 1 2 3 4 5

Wirkungsgrad = 19.1 %Voc= 4.454 V lsc= 0.269 A

FF = 84.8 %Aperturflache = 62.57 cm 2 Geometrische Konzentration = 154 Direktstrahlung - 851 Wm "2 Umgebungstemperatur = 30“C Zelltemperatur = 42‘C --------- 1------------ 1----------- 1------------r

Spannung[V]Abb. 4.52: IV-Kennlinie des GaAs-Konzentra- tormoduls mit spharischen Linsen.

Die gemessenen Werte fur Vm einer GaAs-Zelle im Modul betrugen 0.95 V. Aus Gleichung 4.58 mit den dort angegebenen Werten folgt: dV^/dT = -2.14x1 O'3 V/°C. Wird dieser Wert in Gleichung 4.58 eingesetzt, so ergibt sich: Vm(Tm) = 0.96 V und AT= -1 %. Die Faktoren Az und ASp wurden zum damaligen Zeitpunkt noch nicht gemessen. Der korrigierte Wirkungsgrad betragt 18.9±0.6 %.

Tabelle 4.12: Gemessene und mit Hilfe von Gleichung 4.58 korrigierte Wirkungsgrade der in diesem Projektt entwickeiten Konzentratormodule.

GaAs-Konzentrator- modul mit

Tim At A$p Az MeBfehler T|korr

spharischen Linsen 19.1 % -1 % 96 - 98 % 98 -100 % ± 1 % 18.9±0.6 %

Fresnellinsen 20.1 % - 99.5 % 99.3 % ± 1 % 20.1 ±0.2 %

Ein Konzentratormodul mit Fresnellinsen

Die im Rahmen dieses Projekts eingesetzten Fresnellinsen zeigten einen guten optischen Wirkungsgrad (> 88 %) bei einer mittleren Konzentration von Cg =160. Es konnte gezeigt werden, daB LPE-ER-GaAs-Konzentratorsolarzellen mit dem radialen 4 mm-Grid fur die Lichtverteilung dieser Fresnellinsen geeignet sind. 2 mm uber der Brennebene wurde ein Submodulwirkungsgrad (Linse und Zelle) von 20.3 % gemessen.

Wie oben beschrieben wurden die Solarzellen auf 4x4 cm2 groBe 1 mm dicke Kupfersubstrate gelotet. Diese Bleche wurden auf einer Folie (Markenname: KERAFOL) montiert, die sowohl thermisch-leitend als auch elektrisch-isolierend ist.

Da die Folie auBerdem dehnbar ist, konnen thermische Verspannungen ausgeglichen werden. Solche fuhrten bei einem 3 Jahre wahrenden Feldversuch zu Rissen in der geloteten Grenzflache zwischen Kupfer und isolierendem Keramiksubstrat [Richman93],

Abbildung 4.53 zeigt ein Photo des Fresnellinsen-Moduls. Die Fresnellinsen wurden mit Hilfe eines Acrylglas-Klebers (Acrifix 192) zu einem Feld aus zunachst 12 Linsen zusammengefugt. Dadurch entstanden keine zusatzlichen optischen Verluste. Das Linsenfeld wurde so angebracht, daB sich die Solarzellen 2 mm uber der Brennebene befinden. 12 Solarzellen wurden in Serie geschaltet. Dabei waren 9 Solarzellen vom Typ A (radiale Gridstruktur) und 3 Solarzellen vom Typ B (parallele Gridstruktur fur "Prismatic Cover"). Der Wirkungsgrad dieser Solarzellen lag zwischen 23 und 24 % (AM1.5D, 100 Sonnen).


Abbildung 4.53: Photo des Fresnellinsen-Konzentratormoduls. Die Aperturflache des Linsenfelds betragt 243 cm2.

Die IV-Kennlinie des Moduls (Abb. 4.54) wurde mehrfach bei AM1.5D-ahnlichen Bedingungen gemessen. Sowohl die Messbedingungen als auch die gemessenen Solarzellenparameter sind in Abbildung 4.54 angegeben. Es wurde ein Modulwirkungsgrad von 20.1 % gemessen. Es wurden auch Messungen durchgefuhrt, bei denen das Modul aktiv gekuhlt wurde. in diesem Fall betrug die Zelltemperatur 25 °C. Es wurde ein Modulwirkungsgrad von 20.5 % gemessen.

Wirkungsgrad = 20.1 %Voe= 13.3 V lsc= 0.350 A FF = 83.2 %Geometrische Konzentration = 160 Aperturflache = 243 cm2 Direktstrahlung = 793 W/m2 Umgebungstemperatur = 25 °C Zelltemperatur = 33 °C

Abb. 4.54: IV-Kennlinie des Konzentrator- moduls mit Fresnellinsen: 12 GaAs-Solarzellen

14 wurden in Serie geschaltet.Spannung in V

Eine Korrektur der Messung war nicht notig, da sowohl die Zirkumsolarstrahlung als auch die spektrale Verschiebung gegenuber den AM1.5D-Bedingungen sehr gering waren. In diesem Fall heben sich die Faktoren Az und ASp gegenseitig auf (siehe Tabelle 4.12). AuBerdem fanden alle Messungen bei 25 °C Umgebungstemperatur statt. Die Zelltemperatur wurde mit Hilfe der V^- Methode und durch Pt100 Messungen direkt neben den Solarzellen bestimmt. In beiden Fallen ergab sich eine Temperatur von 33 °C. Allerdings waren die Seiten des Moduls bei den Messungen often. Trotz der geringen Windgeschwindigkeit (< 2 m/s) ergibt sich dadurch ein hoherer Warmeubergangskoeffizient zwischen Kupfer und Luft als in einem entsprechenden wetterfesten Modul mit geschlossenen Seitenwanden. Eine Moglichkeit trotzdem den Luftstrom zur Kuhlung des Moduls auszunutzen, besteht darin, den Aluminiumboden des Moduls genau an den Stellen zu offnen, an denen sich die Kupferbleche befinden.


Die gerinqe Zelltemperatur demonstriert einen Vorteii der vergleichsweise kleinen Submodule (20.25 cnr). Bei einer groBeren Aperturflache des Konzentrators entstehen zusatzliche thermische Verluste oder ein hoherer Materialaufwand und auBerdem zusatzliche elektrische Verluste. Ein weiterer Nachteil eines groBen Konzentrators ist die vergleichsweise groBere Brennweite.

Die im Rahmen dieses Projekts entwickelten Konzentratormodule besitzen keine zweite optische Stufe im herkommlichen Sinn. Stattdessen wurden auch Solarzellen mit "Prismatic Cover" eingesetzt. Wegen des begrenzten Akzeptanzwinkels dieser Miniaturkonzentratoren, ist eine Kombina- tion mit Sekundarkonzentratoren nicht mdglich.

Im folgenden wird noch diskutiert, wie ein Konzentratormodulwirkungsgrad von 20.1 % zu be- werten ist. Dieser Wert kann durch eine MgF2-Antireflexschicht auf den Fresnellinsen um 0.7 % (absolut) verbessert werden. AuBerdem kann durch die Verwendung von LPE-ER-GaAs-Konzentra- torsolarzellen mit einem Wirkungsgrad um 25 % (AM1.5D, 100 Sonnen) eine weitere realistische Verbesserung um 1.5 % erreicht werden. Ein noch hoherer Modulwirkungsgrad kann realistisch gesehen nur mit Tandemsolarzellen erreicht werden.

Der beste Konzentratormodulwirkungsgrad in der PV-Chart von NREL (USA) betragt 20.3 % [Green94], Die Silicium-Solarzellen fur dieses Modul mit Cg = 80 wurden von der "University of New South Wales" hergestellt. Ebenfalls ein Wirkungsgrad von 20.3 % wurde fur ein Konzentratormodul mit Cg = 260 der Firma AMONIX verdffentlicht [Garboushian94], Dieser Wert wird von den Autoren als Weltrekord bezeichnet. AuBerdem wurde ein Wirkungsgrad von 22.7 % fur ein Konzentratormodul mit zwei MOCVD-GaAs-Konzentratorsolarzellen verdffentlicht [Kuryla90],

Man erkennt, daB der in diesem Projekt erzielte Modulwirkungsgrad zu den besten bisher erreichten Modulwirkungsgraden unter realistischen Bedingungen gehort.

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6 Anhang 138

6 AnhangVeroffentlichungen und Beitrage zu Tagungen

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K. Zieger, P. StauB, RJ. Dieter, F. Scholz, G. Frankowsky, A. Hangleiter; Selective epitaxy of GaAs on Si by LP-MOVPE; EW-MOVPE V, Malmo, Schweden, June 1993 (paper B6).

K. Zieger, P. StauB, F. Scholz, G. Frankowsky, A. Hangleiter, J. Spitzer; Investigation of strain effects in selectively grown GaAs on Si; J. Crystal Growth 145 (1994) 345 (Proc. ICMOVPE VII Yokohama, Japan 1994)

C.Y. Tsai, M. Moser, C. Geng, V. Harle, T. Forner, P. Michler, A. Hangleiter, F. Scholz, Interface characteristics of GalnP/GaAs double heterostructures grown by metalorganic vapor phase epitaxy; J. Crystal Growth 145 (1994) 786 (Proc. ICMOVPE VII Yokohama, Japan 1994)

P. Michler, T. Forner, V. HofsaB, F. Prins, K. Zieger, F. Scholz, A. Hangleiter, Nonradiative recombination via strongly localized defects in quantum wells, Phys. Rev. B 49 (1994) 16632

K. Zieger, P. StauB, F. Scholz, G. Frankowsky, A. Hangleiter, U. Blieske, A. Bett, Ch. Schetter, F. Lutz; Selective MOVPE-growth of GaAs on Si for photovoltaic devices: 12th Europ. Photovoltaic Solar Energy Conference, Amsterdam, the Netherlands, 1994, p. 1421

T. Forner, P. Michler, K. Zieger, F. Scholz, V. HofsaB, F. Prins, A. Hangleiter; Nichtstrahlende Rekombination uber tiefe Stdrstellen in GaAs/AIGaAs-Einfach-Quantenfilmen; DPG- Fruhjahrstagung Munster 1994

C.Y. Tsai, W.H. Bloss, K. Zieger, F. Scholz, V. Frese, U. Blieske, High efficiency NIP GalnP Solar Cells grown by MOVPE, Proc. 13th Europ. Photovoltaic Solar Energy Conf., Nice, France, 23-27 Oct. 1995, p. 918

K. Zieger, G. Hahn, T. Forner, J.S. lm, A. Hangleiter, D. Haase, A. Dornen, F. Phillipp, F. Scholz, V. Frese, J. Hilgarth, M. Braun, Dislocation reduction and optimization of selectively grown GaAs/Si solar cells, Proc. 13th Europ. Photovoltaic Solar Energy Conf., Nice, France, 23-27 Oct. 1995, p. 81

G. Hahn, K. Zieger, T. Forner, G. Frankowsky, D. Haase, A. Dornen, A. Hangleiter, F. Philipp, F. Scholz; Untersuchungen zur Versetzungsreduzierung durch verspannte Zwischenschichten bei der Heteroepitaxie von GaAs auf Si; Fruhjahrstagung der DPG Berlin 1995

K. Zieger, G. Hahn, T. Forner, A. Hangleiter, D. Haase, A. Dornen, F. Phillipp, F. Scholz, Investigation of dislocation reduction by strained-layer superlattices on planar and selectively grown GaAs on Si, extended abstract EW-MOVPE VI Gent, Belgium, 1995

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O.V. Sulima, U. Blieske, M. Husung, F. Lutz, C. Schetter „High Efficiency LPE-Grown Concentrator Solar Cells" Proc.. 11th EC-PVSC, p. 57, harward academic publishers, 1992

6 Anhang 139

U. Blieske, A. Baldus, A. Bett, F. Lutz, T. Nguyen, C. Schetter, O.V. Sulima, W. Wettling, „LPE- grown AIGaAs/GaAs structures for concentrator solar cells with high efficiency". Verb, der DPG 5/1993, Bd. 17A, SC 18.105

W. Wettling, „Dunnschicht-Solarzellen aus GaAs", Statusseminar Photovoltaik 1993, Bad Breisig, 50-1

U. Blieske, A. Baldus, A. Bett, F. Lutz, T. Nguyen, C. Schetter, K. Schitterer, O.V. Sulima, W. Wettling, „Concentrator Module Based on LPE-grown GaAs Solar Cells", Proc. 23rd IEEE PVSC,1993, p.735

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A. Baldus, A. Bett, O.V. Sulima, W. Wettling, „Etchback-regrwoth process for AIGaAs/GaAs solar cell structures", J. of Cryst. Growth, 146, 1995, p. 299

A. Baldus, A.W. Bett, U. Blieske, T. Duong, F. Lutz, C. Schetter, W. Wettling, „GaAs one-sun and concentrator solar Cells based on LPE-ER grown structures", Proc IEEE 1st World Conference on Photovoltaics, 1994, p.1697,

U. Blieske, A. Bett, T. Duong, C. Schetter, O.V. Sulima, „Optimization of GaAs solar cells for application in concentrator modules" Proc. 12th EC-PVSC, p., H.S. Stephens & Associates,1994, p.1405

U. Blieske, A. Baldus, A. Bett, T. Duong, C. Schetter, O.V. Sulima, W. Wettling ,,AIGaAs/GaAs Solarzellen mit hohem Wirkungsgrad fur Konzentratormodule", DPG Tagung, Munster, 21.3- 25.3.94

U. Blieske, S. Sterk, A. Bett, J. Schuhmacher, W. Wettling, A. Marti, M.J. Terron, A. Luque „LPE- GaAs and LBSF-Si solar cells for tandem concentrator application", Proc IEEE 1st World Conference on Photovoltaics, 1994, p.1902

A.W. Bett, A. Baldus, A. Blug, G. Stollwerck, A. Namazov, M.Z. Shvarts, O.V. Sulima, „Etchback-regrowth process for AlgAsAs/GaAs solar cells with built-in electric fields", Proc. 4th European Space Power Conference, 1995, p.657

U. Blieske, A. Wegener, A.W. Bett, W. Wettling „ Stand-alone, accurate tracker for concentrate module measurements", Proc. 13th EC-PVSEC, Nizza, 1995, p. 2362

A. Blug, A. Baldus, A. W. Bett, U. Bliekse, G. Stollwerck, O.V. Sulima, W.Wettling, „Zn post diffusion for GaAs LPE-ER concentrator soalr cells" Proc. 13th EC-PVSEC, Nizza, 1995, p. 910

A. Baldus, A.W. Bett, U. Bliekse, T. Duong, O.V. Sulima, W. Wettling, „GaAs/Si heteroepitaxie mittels LPE/MOCVD", Verhandl. DPG (VI) HL 18.7, S. 1207

A.W. Bett, H.D. Mohring, „Konzentratormodule als Alternative zu Flachmodulen bei Hochleistungsanwendung" Forschungsverbund Sonnenenergie Themen 95/96, Photovoltaik 3, S. 31

A.W. Bett, U. Blieske, T. Duong, C. Schetter, O.V. Sulima, „Verringerung des Kontaktwider- standes von AuMn auf LPE-GaAs-Solarzellen mittels Nachdiffusion von Zink aus der Gasphase", Verhandl. DPG (VI) HL 20.10 (1995), S. 1218

U. Blieske, A. Baldus, A. Blug, A. Bett, J. Schumacher, S. Sterk, „Optimierung von GaAs-Sz fur die Tandem-Konzentrator Anwendung", Verhandl. DPG (VI), HL 18.6 (1995), S. 1207

6 Anhang 140

Diplom- und Doktorarbeiten (ganz oder teilweise im Projekt entstanden):

P. StauB "GaAs auf Si: Defektreduzierung durch laterals Strukturierung" Diplomarbeit, Universitat Stuttgart, 1993

W. Kurner "Elektrisch aktive tiefe Zentren bei der Epitaxie von GaAs auf Fremdsubstraten" Dissertation, Universitat Stuttgart, 1994

G. Hahn "Transmissionselektronenmikroskopie an Halbleiter-Heterostrukturen" Diplomarbeit, Universitat Stuttgart, 1993

G. Frankowsky " Grenzflachen und Defekte in lll/V-Heterostrukturen" Dissertation, Universitat Stuttgart, 1995

C.Y Tsai "GalnP/GaAs-Heterogrenzflachen und ihre Anwendung in Solarzellen" Dissertation, Universitat Stuttgart (1995)

K. Zieger " Heteroepitaxie von Halbleitern mit unterschiedlicher Gitterkonstante: Untersuchun- gen am Materialsystem GaAs/Si" Dissertation, Universitat Stuttgart, vorauss. 1996

A. Wegener "Entwicklung einer 2-achsigen Nachfuhrung fur einen Solarenergie-Wandler", Technische Universitat Berlin, 1994

U. Blieske "Konzentratorsolarzellen aus Galliumarsenid: Modul- und Tandem-Anwendungen", Dissertation Universitat Konstanz, 1995

A. Baldus “ GaAs-Heterostrukturen fur die Photovoltaik", Dissertation Universitat Freiburg 1995

A. Blug "Optimierung des spezifischen Kontatkwiderstandes von GaAs-Konzentratorsolar- zellen", Diplomarbeit Universitat Freiburg, 1995

M. Brunotte "Nichtabbildende Optik fur einachsig nachgefuhrte Konzentratorsysteme", Dissertation Universitat Freiburg, 1996

K. Schitterer "Messung und Analyse von Konzentratorsolarzellenkennlinien unter Labor- und Freilandbedingungen", Diplomarbeit Universitat Freiburg, 1993

High-efficiency, thin-film- and concentrator solar cells from ...

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