JPH01119015A - 炭化ケイ素半導体膜およびその製造方法 - Google Patents
炭化ケイ素半導体膜およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明はアモルファス太陽電池等に用いて好適な炭化ケ
イ素（ＳｉＣ）膜およびその製造方法に関するものであ
る。
イ素（ＳｉＣ）膜およびその製造方法に関するものであ
る。
〔従来技術とその問題点］
従来ＳｉＣ膜は高周波グロー放電法により作成されてい
るが、原料ガスの流量比や成膜時の高周波電力密度等の
成膜条件が適切ではないため、得られた膜の特性はボロ
ンをドープしても光学的禁止帯幅Ｅｇが２． Ｏｅ Ｖ
前後の時、暗導電率は１０−Ｓ〜１０−”Ｓｃｎ＋−’
でしかなかった。そして光学的禁止帯幅Ｅｇが更に大き
い２．１ ｅ Ｖ前後の時には１０−７以下の暗導電率
しか得られなかった。このため、従来法により作成した
ｐ方アモルファス５ｔＣ（ａ−３ｉＣ）膜を光入射側か
らｐ／ｉ／ｎの各層によって構成された構造をもつアモ
ルファスシリコン太陽電池の光入射窓層として使用した
場合には次の様な問題点があった。
るが、原料ガスの流量比や成膜時の高周波電力密度等の
成膜条件が適切ではないため、得られた膜の特性はボロ
ンをドープしても光学的禁止帯幅Ｅｇが２． Ｏｅ Ｖ
前後の時、暗導電率は１０−Ｓ〜１０−”Ｓｃｎ＋−’
でしかなかった。そして光学的禁止帯幅Ｅｇが更に大き
い２．１ ｅ Ｖ前後の時には１０−７以下の暗導電率
しか得られなかった。このため、従来法により作成した
ｐ方アモルファス５ｔＣ（ａ−３ｉＣ）膜を光入射側か
らｐ／ｉ／ｎの各層によって構成された構造をもつアモ
ルファスシリコン太陽電池の光入射窓層として使用した
場合には次の様な問題点があった。
（１）導電率が低いため太陽光の照射によってｉ層で発
生した光電流を効率よく外部電極に取り出すことができ
ない。
生した光電流を効率よく外部電極に取り出すことができ
ない。
（２）光学的禁止帯幅が狭いため太陽電池に入射した太
陽光を窓層（２層）が吸収してしまい、発電層であるｉ
Ｎに効率良く到達させることができない。
陽光を窓層（２層）が吸収してしまい、発電層であるｉ
Ｎに効率良く到達させることができない。
本発明はこのような従来の問題点を解決するためになさ
れたもので、光学的禁止帯幅が広く導電率の高いＳｉＣ
膜を提供することを目的としている。
れたもので、光学的禁止帯幅が広く導電率の高いＳｉＣ
膜を提供することを目的としている。
本発明では、高周波グロー放電法で炭化ケイ素膜を形成
する際、原料ガス中におけるケイ素を含む原料ガスの分
圧（Ｓ）と炭素を含む原料ガスの分圧（Ｃ）との和に対
する水素ガス分圧（Ｈ）の比である水素希釈率γ（γ−
（Ｈ）／ （（Ｓ）＋（Ｃ）） ）を４０以上とし、炭
素混合率ｋ （ｋ＝（Ｃ）／（（］ ＋ （Ｃ）） ’
）を０．２以下とし、基板温度を１５０°Ｃ以上に保ち
、８０ｍＷ／ｃ４以上３００ ｍＷ／ｃ＋ｆｌ以下の高
周波電力密度でプラズマを発生させることにより、各種
基板上へ炭化ケイ素膜を堆積させる。このようにして得
られた炭化ケイ素膜は、光学的禁止帯幅が１．８ ｅ
Ｖ以上あり、暗導電率が１０”’Ｓｃｍ−’以上あり、
かつラマン散乱光がシリコン結晶相の存在を示す５３０
ｃｍ−’付近にピークをもつ。
する際、原料ガス中におけるケイ素を含む原料ガスの分
圧（Ｓ）と炭素を含む原料ガスの分圧（Ｃ）との和に対
する水素ガス分圧（Ｈ）の比である水素希釈率γ（γ−
（Ｈ）／ （（Ｓ）＋（Ｃ）） ）を４０以上とし、炭
素混合率ｋ （ｋ＝（Ｃ）／（（］ ＋ （Ｃ）） ’
）を０．２以下とし、基板温度を１５０°Ｃ以上に保ち
、８０ｍＷ／ｃ４以上３００ ｍＷ／ｃ＋ｆｌ以下の高
周波電力密度でプラズマを発生させることにより、各種
基板上へ炭化ケイ素膜を堆積させる。このようにして得
られた炭化ケイ素膜は、光学的禁止帯幅が１．８ ｅ
Ｖ以上あり、暗導電率が１０”’Ｓｃｍ−’以上あり、
かつラマン散乱光がシリコン結晶相の存在を示す５３０
ｃｍ−’付近にピークをもつ。
（第１実施例）
直径３１ｃｍの円形放電電極（電極面積−７５５１）を
有する平行平板方高周波グロー放電ＣＶＤ装置に、水素
ガスで希釈した濃度１０％のモノシランガス（Ｓ ｉ
Ｈ４） ３０ｍ１１分と、水素ガスで希釈した濃度１０
％のメタンガス（ＣＨ４）３ｍｌｌ１分と、水素ガスで
希釈した濃度５００ｐｐｍのジボランガスＣＢ２ Ｈｈ
） １０ｍｆｆ１／分、および希釈用水素ガス２００
ｍ１１分の流量割合で混合した原料ガスを供給した。こ
の時の原料ガスの水素希釈率γが各ガスの分圧と流量割
合とが比例することにより約７３、炭素混合率が０．１
と求められる。そしてこの時反応室のガス圧を０．３
Ｔｏｒｒに、基板温度を２２０°Ｃにそれぞれ保った。
有する平行平板方高周波グロー放電ＣＶＤ装置に、水素
ガスで希釈した濃度１０％のモノシランガス（Ｓ ｉ
Ｈ４） ３０ｍ１１分と、水素ガスで希釈した濃度１０
％のメタンガス（ＣＨ４）３ｍｌｌ１分と、水素ガスで
希釈した濃度５００ｐｐｍのジボランガスＣＢ２ Ｈｈ
） １０ｍｆｆ１／分、および希釈用水素ガス２００
ｍ１１分の流量割合で混合した原料ガスを供給した。こ
の時の原料ガスの水素希釈率γが各ガスの分圧と流量割
合とが比例することにより約７３、炭素混合率が０．１
と求められる。そしてこの時反応室のガス圧を０．３
Ｔｏｒｒに、基板温度を２２０°Ｃにそれぞれ保った。
そして、ＣＶＤ装置に投入する高周波電力量を５０Ｗか
ら４００Ｗ迄変化させて、成膜時の高周波電力量が炭化
ケイ素膜の光学的禁止帯幅Ｅｇと導電率に及ぼす影響を
調べた。測定結果を第１図に示した。第１図から明らか
なように、ＣＶＤ装置に供給する高周波電力量が１００
Ｗより小の条件で作成したサンプルは、１０−’Ｓｃｍ
−’以下の低い暗導電率しか得られない。また、３００
Ｗより大の高周波電力量で作成したサンプルも１０４Ｓ
ｃｌ’以下の低い暗導電率しか得られなかった。
ら４００Ｗ迄変化させて、成膜時の高周波電力量が炭化
ケイ素膜の光学的禁止帯幅Ｅｇと導電率に及ぼす影響を
調べた。測定結果を第１図に示した。第１図から明らか
なように、ＣＶＤ装置に供給する高周波電力量が１００
Ｗより小の条件で作成したサンプルは、１０−’Ｓｃｍ
−’以下の低い暗導電率しか得られない。また、３００
Ｗより大の高周波電力量で作成したサンプルも１０４Ｓ
ｃｌ’以下の低い暗導電率しか得られなかった。
一方、８０〜３００Ｖで好ましくは１３０〜２６０Ｗの
高周波電力量で作成したサンプルでは、１０−’Ｓｃｍ
−’以上の高い暗導電率が得られた。
高周波電力量で作成したサンプルでは、１０−’Ｓｃｍ
−’以上の高い暗導電率が得られた。
これらの現象を明らかにするため、５０Ｗ、２００Ｗお
よび４００Ｗの各高周波電力量で作成した試料をラマン
分光法により解析した。測定結果を第２図に示した。第
２図から明らかなように、成膜時の高周波電力量が適切
な２００Ｗで作成した試料のラマンスペクトルは５３０
ｃｍ−’付近にシャープなピークを示し、シリコン結晶
相が試料膜中に存在する事を明らかにした。これを確認
するため透過電子顕微鏡を用いてＴＥＭ像を観察したと
ころ微結晶シリコンと思われる島状の結晶相が認められ
、さらに同時に観察した電子線回折像にもスポットが認
められた。
よび４００Ｗの各高周波電力量で作成した試料をラマン
分光法により解析した。測定結果を第２図に示した。第
２図から明らかなように、成膜時の高周波電力量が適切
な２００Ｗで作成した試料のラマンスペクトルは５３０
ｃｍ−’付近にシャープなピークを示し、シリコン結晶
相が試料膜中に存在する事を明らかにした。これを確認
するため透過電子顕微鏡を用いてＴＥＭ像を観察したと
ころ微結晶シリコンと思われる島状の結晶相が認められ
、さらに同時に観察した電子線回折像にもスポットが認
められた。
これに対し、成膜時の高周波電力量が過少であった５０
Ｗで作成した試料や、過大であった４００Ｗで作成した
試料では、第２図に示したラマンスペクトルから明らか
なようにアモルファス相の存在を示す従来公知のブロー
ドなパターンを示すのみで、５３０Ｃ１１１−’付近の
ピークは観察されなかった。また、透過型電子顕微鏡を
用いてこれらの試料のＴＥＭ像を観察したが、５０Ｗで
成膜した試料および４００Ｗで成膜した試料のいずれも
膜全体が均一なアモルファス相によって構成されており
、２００Ｗで成膜した試料の時のような島状の結晶相は
認められなかった。また、電子線回折像もハローパター
ンを示すのみで、結晶相の存在は認められなかった。従
来、このようなラマンスペクトルの５３０ｃｍ−’付近
に明瞭なピークを示し、１０−’Ｓｃｌ’以上の暗導電
率を示す炭化ケイ素半導体膜を高周波グロー放電法を用
いて作成する方法は知られておらず、相対的に小さな高
周波電力量（８０Ｗ以下）で膜全体を均一なアモルファ
ス相に形成していた。また成膜時に過大な高周波電力量
を投入した場合にも、膜全体が均一なアモルファス相に
なる事が知られていなかった。
Ｗで作成した試料や、過大であった４００Ｗで作成した
試料では、第２図に示したラマンスペクトルから明らか
なようにアモルファス相の存在を示す従来公知のブロー
ドなパターンを示すのみで、５３０Ｃ１１１−’付近の
ピークは観察されなかった。また、透過型電子顕微鏡を
用いてこれらの試料のＴＥＭ像を観察したが、５０Ｗで
成膜した試料および４００Ｗで成膜した試料のいずれも
膜全体が均一なアモルファス相によって構成されており
、２００Ｗで成膜した試料の時のような島状の結晶相は
認められなかった。また、電子線回折像もハローパター
ンを示すのみで、結晶相の存在は認められなかった。従
来、このようなラマンスペクトルの５３０ｃｍ−’付近
に明瞭なピークを示し、１０−’Ｓｃｌ’以上の暗導電
率を示す炭化ケイ素半導体膜を高周波グロー放電法を用
いて作成する方法は知られておらず、相対的に小さな高
周波電力量（８０Ｗ以下）で膜全体を均一なアモルファ
ス相に形成していた。また成膜時に過大な高周波電力量
を投入した場合にも、膜全体が均一なアモルファス相に
なる事が知られていなかった。
（第２実施例）
第１実施例と同じＣＶＤ装置に水素ガスで希釈した濃度
１０％のモノシランガスを３０ｍｌ／分水素ガスで希釈
した濃度１０％のメタンガスを３ｍｅ１分、水素ガスで
希釈した濃度１万ｐｐｍのジボランガスを０．５ ｍ
ｌ ／分の流量割合で混合した原料ガスに希釈用水素ガ
スをＯ〜４０ｍβ／分の流量割合で添加する事により原
料ガスの水素希釈率γがＳｉＣ膜の暗導電率に及ぼす影
響を調べた。この時、基板温度は２２０°Ｃ９反応室の
ガス圧は０．３ Ｔｏｒｒ、高周波電力量は２００Ｗと
した。
１０％のモノシランガスを３０ｍｌ／分水素ガスで希釈
した濃度１０％のメタンガスを３ｍｅ１分、水素ガスで
希釈した濃度１万ｐｐｍのジボランガスを０．５ ｍ
ｌ ／分の流量割合で混合した原料ガスに希釈用水素ガ
スをＯ〜４０ｍβ／分の流量割合で添加する事により原
料ガスの水素希釈率γがＳｉＣ膜の暗導電率に及ぼす影
響を調べた。この時、基板温度は２２０°Ｃ９反応室の
ガス圧は０．３ Ｔｏｒｒ、高周波電力量は２００Ｗと
した。
結果を第３図に示した。第３図から明らかなように、水
素希釈率Ｔが４０より小の領域では高い暗導電率は得ら
れないが、水素希釈率γが４０以上で好ましくは水素希
釈率γが７０以上にすると暗導電率に大幅な改善が認め
られ、１０−１０−３Ｓ’以上の高い値が得られた。そ
してこれらの高い暗導電率を示した試料のラマンスペク
トルを観察すると、いずれも５３０ｃｍ−’付近に明瞭
なピークが認められた。一方、１０−’Ｓｃｍ−’以下
の低い暗導電率しか得られない水素希釈率Ｔが４０以下
の条件で作成した試料のラマンスペクトルはアモルファ
ス相の存在をしめずブロードなパターンを示すのみで、
５３０ＣＩ１１−’付近にピークは認められなかった。
素希釈率Ｔが４０より小の領域では高い暗導電率は得ら
れないが、水素希釈率γが４０以上で好ましくは水素希
釈率γが７０以上にすると暗導電率に大幅な改善が認め
られ、１０−１０−３Ｓ’以上の高い値が得られた。そ
してこれらの高い暗導電率を示した試料のラマンスペク
トルを観察すると、いずれも５３０ｃｍ−’付近に明瞭
なピークが認められた。一方、１０−’Ｓｃｍ−’以下
の低い暗導電率しか得られない水素希釈率Ｔが４０以下
の条件で作成した試料のラマンスペクトルはアモルファ
ス相の存在をしめずブロードなパターンを示すのみで、
５３０ＣＩ１１−’付近にピークは認められなかった。
（第３実施例）
基板温度以外の成膜条件は一定に保って成膜することに
より、基板温度がＳｉＣ膜の暗導電率および光学的禁止
帯幅に及ぼすえ影響を調べた結果を第４図に示した。こ
の時の成膜条件は、原料ガスの流量割合および反応室の
ガス圧は第１実施例と同じで、ＣＶＤ装置に投入した高
周波電力量は２００Ｗであった。第４図より明らかなよ
うに基板温度が１５０°Ｃ未満の領域では高い暗導電率
は得られないが、１５０°Ｃ以上の温度範囲で好ましく
は１８０°Ｃ以上の基板温度では暗導電率の大幅な改善
が認められる。そして１０−１０−３Ｓ’以上の高い暗
導電率を示した試料のラマンスペクトルを観察すると、
いずれも５３０ｃｍ−’付近に明瞭をピークが認められ
た。一方、１５０°Ｃ未満の基板温度で作成した試料の
ラマンスペクトルはアモルファス相の存在を示すブロー
ドなパターンを示すのみで５３０ｃｍ−’付近にピーク
は認められなかった。
より、基板温度がＳｉＣ膜の暗導電率および光学的禁止
帯幅に及ぼすえ影響を調べた結果を第４図に示した。こ
の時の成膜条件は、原料ガスの流量割合および反応室の
ガス圧は第１実施例と同じで、ＣＶＤ装置に投入した高
周波電力量は２００Ｗであった。第４図より明らかなよ
うに基板温度が１５０°Ｃ未満の領域では高い暗導電率
は得られないが、１５０°Ｃ以上の温度範囲で好ましく
は１８０°Ｃ以上の基板温度では暗導電率の大幅な改善
が認められる。そして１０−１０−３Ｓ’以上の高い暗
導電率を示した試料のラマンスペクトルを観察すると、
いずれも５３０ｃｍ−’付近に明瞭をピークが認められ
た。一方、１５０°Ｃ未満の基板温度で作成した試料の
ラマンスペクトルはアモルファス相の存在を示すブロー
ドなパターンを示すのみで５３０ｃｍ−’付近にピーク
は認められなかった。
（第４実施例）
メタンガスの流量以外の成膜条件は一定に保って成膜す
ることにより、原料ガス中に占めるケイ素を含む原料ガ
スの分圧（Ｓ）と炭素を含む原料ガスの分圧（Ｃ）とに
より決定される炭素混合率ｋ （ｋ＝ （Ｃ）／（（Ｓ
）＋ （Ｃ）） ）がＳｉＣ膜の暗導電率に及ぼす影響
を調゛べた結果を第５図に示した。このときの成膜条件
は第３実施例と同じで基板温度を２２０°Ｃとし、メタ
ンガスの流量を変えることにより炭素混合率ｋを変化さ
せた。
ることにより、原料ガス中に占めるケイ素を含む原料ガ
スの分圧（Ｓ）と炭素を含む原料ガスの分圧（Ｃ）とに
より決定される炭素混合率ｋ （ｋ＝ （Ｃ）／（（Ｓ
）＋ （Ｃ）） ）がＳｉＣ膜の暗導電率に及ぼす影響
を調゛べた結果を第５図に示した。このときの成膜条件
は第３実施例と同じで基板温度を２２０°Ｃとし、メタ
ンガスの流量を変えることにより炭素混合率ｋを変化さ
せた。
第５図から明らかなように、炭素混合率ｋが０．２以下
で好ましくは０，１２以下の領域ではｌｏ−３Ｓｃｌ’
以上の高い暗導電率を有するＳｉＣ膜が得られたが、０
．２より大の領域では得ることができなかった。高い暗
導電率Ｔを示した試料がラマンスペクトルには５３０ｃ
＋ｒ’付近に明瞭なピークが認められた。炭素混合率ｋ
が０．２より大の条件で作成した試料のラマンスペクト
ルはアモルファス相の存在を示すブロードなパターンの
みを示した。
で好ましくは０，１２以下の領域ではｌｏ−３Ｓｃｌ’
以上の高い暗導電率を有するＳｉＣ膜が得られたが、０
．２より大の領域では得ることができなかった。高い暗
導電率Ｔを示した試料がラマンスペクトルには５３０ｃ
＋ｒ’付近に明瞭なピークが認められた。炭素混合率ｋ
が０．２より大の条件で作成した試料のラマンスペクト
ルはアモルファス相の存在を示すブロードなパターンの
みを示した。
（第５実施例）
ジボランガスの流量条件以外は第２実施例と同じ条件で
成膜することにより、水素希釈率ＴがノンドープＳｉＣ
の暗導電率に及ぼす影響を調べた結果を第８図に示した
。このとき、ドーピング用のジボランガスは流さなかっ
た。第８図から明らかなように、水素希釈率Ｔが４０以
上で好ましくは６０以上の領域で暗導電率は大きく改善
され１０−’Ｓｃｍ−’以上の高い暗導電率が得られ゛
た。そしてこれら高い暗導電率が得られた試料のラマン
スペクトルを調べてみると５３０ｃｍ−’付近に明瞭な
ピークが認められた。これに対し、水素希釈率γが４０
より小という成膜条件で作成した試料の暗導電率は１０
”’Ｓｃｍ−’以下で、それらの試料のラマンスペクト
ルを観察しても５３０ｃｍ−’付近に明瞭なピークは認
められなかった。
成膜することにより、水素希釈率ＴがノンドープＳｉＣ
の暗導電率に及ぼす影響を調べた結果を第８図に示した
。このとき、ドーピング用のジボランガスは流さなかっ
た。第８図から明らかなように、水素希釈率Ｔが４０以
上で好ましくは６０以上の領域で暗導電率は大きく改善
され１０−’Ｓｃｍ−’以上の高い暗導電率が得られ゛
た。そしてこれら高い暗導電率が得られた試料のラマン
スペクトルを調べてみると５３０ｃｍ−’付近に明瞭な
ピークが認められた。これに対し、水素希釈率γが４０
より小という成膜条件で作成した試料の暗導電率は１０
”’Ｓｃｍ−’以下で、それらの試料のラマンスペクト
ルを観察しても５３０ｃｍ−’付近に明瞭なピークは認
められなかった。
本発明ではボロンをドープしてＳｉＣ膜をｐ形に価電子
制御しているが、ドーピング用不純物はボロンに限定す
る必要はなく、ｍａ族の元素であれば同様な効果が得ら
れることは当然である。ただし、その添加濃度（ＣＢ）
／ （（Ｓ ｉ）＋ （Ｃ））ただしＣＢ）ｒｍａ族を
含むガスの分圧、（Ｓｉ）：シリコン元素を含むガスの
分圧、（Ｃ）、炭素元素を含むガスの分圧）は０．０５
（％〕未満では添加効果が認められないし、４．０〔％
］以上の場合には光学的禁止帯幅を著しく低下させるの
で良好な結果は得られない。通常は０．５〜３．０〔％
〕程度の濃度で実施する。
制御しているが、ドーピング用不純物はボロンに限定す
る必要はなく、ｍａ族の元素であれば同様な効果が得ら
れることは当然である。ただし、その添加濃度（ＣＢ）
／ （（Ｓ ｉ）＋ （Ｃ））ただしＣＢ）ｒｍａ族を
含むガスの分圧、（Ｓｉ）：シリコン元素を含むガスの
分圧、（Ｃ）、炭素元素を含むガスの分圧）は０．０５
（％〕未満では添加効果が認められないし、４．０〔％
］以上の場合には光学的禁止帯幅を著しく低下させるの
で良好な結果は得られない。通常は０．５〜３．０〔％
〕程度の濃度で実施する。
さらに、ケイ素を含む原料ガスをモノシランに限定する
必要はなくシランガスであればよく例えば、ジシラン（
Ｓ ｉｔ Ｈｂ ）、 ）ジシラン（，５ｉ３Ｈ＆）
、）リメチルシラン（ＳｉＨ（ＣＨｓ ）３ ）でもよ
く、さらにこれら原料ガスの水素原子の一部もしくは全
部をメチル基、エチル基、フッ素または塩素で置換した
ガスでもよい。また炭素を含む原料ガスも同様で、本実
施例ではメタンを使用したが、アセチレン、エチレン等
の鎖状炭化水素やトリメチルボロンのようなｍａ族の元
素と炭化水素との化合物、およびこれら原料ガスの水素
原子の一部もしくは全部をフッ素または塩素で置換した
もの、あるいはアセトン（ＣＨ：＋ ＣＯＣＨ３）やエ
チルアルコール＜Ｃ２Ｈ３０Ｈ）等のケトン類またはア
ルコール類を使用しても、メタンと同様な結果が得られ
る。
必要はなくシランガスであればよく例えば、ジシラン（
Ｓ ｉｔ Ｈｂ ）、 ）ジシラン（，５ｉ３Ｈ＆）
、）リメチルシラン（ＳｉＨ（ＣＨｓ ）３ ）でもよ
く、さらにこれら原料ガスの水素原子の一部もしくは全
部をメチル基、エチル基、フッ素または塩素で置換した
ガスでもよい。また炭素を含む原料ガスも同様で、本実
施例ではメタンを使用したが、アセチレン、エチレン等
の鎖状炭化水素やトリメチルボロンのようなｍａ族の元
素と炭化水素との化合物、およびこれら原料ガスの水素
原子の一部もしくは全部をフッ素または塩素で置換した
もの、あるいはアセトン（ＣＨ：＋ ＣＯＣＨ３）やエ
チルアルコール＜Ｃ２Ｈ３０Ｈ）等のケトン類またはア
ルコール類を使用しても、メタンと同様な結果が得られ
る。
また、本発明の方法により作成した炭化ケイ素半導体膜
（μｃ−３ｉ＋ａ−ＳｉＣ）の光学的禁止帯幅と暗導電
率との関係を第７図に示した。比較のため第７図には従
来公知の相対的に低い高周波電力密度（１００ｍＷ／ａ
ｆｌ以下）で作成したアモルファス相のみで形成された
炭化ケイ素膜（ａ−３ｉＣ）の光学的禁止帯幅と暗導電
率との関係も併せて記した。
（μｃ−３ｉ＋ａ−ＳｉＣ）の光学的禁止帯幅と暗導電
率との関係を第７図に示した。比較のため第７図には従
来公知の相対的に低い高周波電力密度（１００ｍＷ／ａ
ｆｌ以下）で作成したアモルファス相のみで形成された
炭化ケイ素膜（ａ−３ｉＣ）の光学的禁止帯幅と暗導電
率との関係も併せて記した。
（第６実施例）
本発明の方法により作成した暗導電率の高いｐ形ＳｉＣ
膜（Ｅｇ＝２．３ ｅＶ、 σｄ＝１０−’Ｓｃｍ−’
）を用いて第８図に示した構造のアモルファス太陽電池
を透明電極３０をコートしたガラス基板３２上に試作し
た。第８図において透明電極３０とｐ形ＳｉＣ膜４０（
厚さ約２００人）との間のバッファー１ｉ１３５は導電
性の酸化亜鉛膜（厚さ約１゜０人）で、暗導電率の高い
ｐ形ＳｉＣ膜を成膜する際、透明導電膜３０が黒化する
のを防止する役割を果たす。ｉ形ａ−３ｔ膜（厚さ約５
０００人）４２とｎ型微結晶Ｓｉ膜（厚さ約３００人）
４４は従来公知の成膜条件で作成した。
膜（Ｅｇ＝２．３ ｅＶ、 σｄ＝１０−’Ｓｃｍ−’
）を用いて第８図に示した構造のアモルファス太陽電池
を透明電極３０をコートしたガラス基板３２上に試作し
た。第８図において透明電極３０とｐ形ＳｉＣ膜４０（
厚さ約２００人）との間のバッファー１ｉ１３５は導電
性の酸化亜鉛膜（厚さ約１゜０人）で、暗導電率の高い
ｐ形ＳｉＣ膜を成膜する際、透明導電膜３０が黒化する
のを防止する役割を果たす。ｉ形ａ−３ｔ膜（厚さ約５
０００人）４２とｎ型微結晶Ｓｉ膜（厚さ約３００人）
４４は従来公知の成膜条件で作成した。
この太陽電池にＡＭｌ、５．１００ｍＷ／ｄの光強度を
もつソーラーシュミレータ光を照射した時の電流−電圧
特性を第９図のＢとして示した。第９図には比較のため
、従来公知のｐ型アモルファスＳＩＣ膜（Ｅｇ−２，Ｏ
ｅＶ、 σｄ＝２Ｘ１０−’Ｓｃｍ−’）を２層とし
て使用し、ｉ［および５層は本実施例と同じ条件で作成
した比較用太陽電池Ａの電流−電圧特性も示した。ただ
し比較用太陽電池Ａの２層の厚さは１５０人とし、透明
導電膜と２層との界面にはバッファー層を設けなかった
。
もつソーラーシュミレータ光を照射した時の電流−電圧
特性を第９図のＢとして示した。第９図には比較のため
、従来公知のｐ型アモルファスＳＩＣ膜（Ｅｇ−２，Ｏ
ｅＶ、 σｄ＝２Ｘ１０−’Ｓｃｍ−’）を２層とし
て使用し、ｉ［および５層は本実施例と同じ条件で作成
した比較用太陽電池Ａの電流−電圧特性も示した。ただ
し比較用太陽電池Ａの２層の厚さは１５０人とし、透明
導電膜と２層との界面にはバッファー層を設けなかった
。
第１表に開示しない比較用太陽電池Ａと本実施例の太陽
電池Ｂのそれぞれの特性を示した。
電池Ｂのそれぞれの特性を示した。
第１表および第９図から明らかなように、本発明の方法
により作成した暗導電率の高いｐ形ＳｉＣ膜をｐＮに使
用した太陽電池Ｂの特性曲線は、従来法により作成した
太陽電池Ａの特性に比べ、開放電圧■。。が８７５ｍＶ
から９５０ｍＶへと大きくなっている。これは本発明の
方法により作成したｐ形ＳｉＣ膜の光学的禁止帯幅Ｅｇ
が従来法により作成したＰ形アモルファスＳｉＣ膜のＥ
ｇより大きいためである。また曲線因子ＦＦも６６．０
％から６７．２％へと改善されているがこれには導電率
の向上が寄与していると考えられる。開放電圧■。わが
大きくなり曲線因子ＦＦが改善された結果、本発明の方
法により作成したｐ形ＳｉＣ膜を２層に使用した太陽電
池の光電変換効率Ｅｆｆは従来公知の太陽電池の光電変
換効率Ｅｆｆに比べ１割以上向上させることができた。
により作成した暗導電率の高いｐ形ＳｉＣ膜をｐＮに使
用した太陽電池Ｂの特性曲線は、従来法により作成した
太陽電池Ａの特性に比べ、開放電圧■。。が８７５ｍＶ
から９５０ｍＶへと大きくなっている。これは本発明の
方法により作成したｐ形ＳｉＣ膜の光学的禁止帯幅Ｅｇ
が従来法により作成したＰ形アモルファスＳｉＣ膜のＥ
ｇより大きいためである。また曲線因子ＦＦも６６．０
％から６７．２％へと改善されているがこれには導電率
の向上が寄与していると考えられる。開放電圧■。わが
大きくなり曲線因子ＦＦが改善された結果、本発明の方
法により作成したｐ形ＳｉＣ膜を２層に使用した太陽電
池の光電変換効率Ｅｆｆは従来公知の太陽電池の光電変
換効率Ｅｆｆに比べ１割以上向上させることができた。
以上の説明から明らかなように、本発明によれば光学的
禁止帯幅が広く導電率の高い炭化ケイ素半導体膜が得ら
れるので、例えば太陽電池等の光電変換効率を改善する
ことができる。
禁止帯幅が広く導電率の高い炭化ケイ素半導体膜が得ら
れるので、例えば太陽電池等の光電変換効率を改善する
ことができる。
第１図は、高周波電力量と暗導電率および光学的禁止帯
幅との関係を示す特性図、第２図は高周波電力量とラマ
ンスペクトルとの関係を示す特性図、第３図は原料ガス
の水素希釈率と暗導電率および光学的禁止帯幅との関係
を示す特性図、第４・図は基板温度と暗導電率および光
学的禁止帯幅と゛の関係を示す特性図、第５図は原料ガ
スの炭素混合率と暗導電率および光学的禁止帯幅との関
係を示す特性図、第６図はノンドープの本発明ＳｉＣ膜
における水素希釈率と暗導電率および光学的禁止帯幅と
の関係を示す特性図、第７図は本発明によるＳｉＣ膜の
光学的禁止帯幅と暗導電率との関係を示す特性図、第８
図は本発明を採用した太陽電池の模式図、第９図は本発
明を採用した太陽電池の特性図である。 ３２・・・基板、３０・・・透明電極、３５・・・バッ
ファー層、４０・・・高導電率ｐ形ＳｉＣ膜。
幅との関係を示す特性図、第２図は高周波電力量とラマ
ンスペクトルとの関係を示す特性図、第３図は原料ガス
の水素希釈率と暗導電率および光学的禁止帯幅との関係
を示す特性図、第４・図は基板温度と暗導電率および光
学的禁止帯幅と゛の関係を示す特性図、第５図は原料ガ
スの炭素混合率と暗導電率および光学的禁止帯幅との関
係を示す特性図、第６図はノンドープの本発明ＳｉＣ膜
における水素希釈率と暗導電率および光学的禁止帯幅と
の関係を示す特性図、第７図は本発明によるＳｉＣ膜の
光学的禁止帯幅と暗導電率との関係を示す特性図、第８
図は本発明を採用した太陽電池の模式図、第９図は本発
明を採用した太陽電池の特性図である。 ３２・・・基板、３０・・・透明電極、３５・・・バッ
ファー層、４０・・・高導電率ｐ形ＳｉＣ膜。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １）高周波グロー放電法により作成した主としてケイ素
、炭素および水素原子により構成された炭化ケイ素膜に
おいて、光学的禁止帯幅が１．８ｅＶ以上あり暗導電率
が１０＾−＾６Ｓｃｍ＾−＾１以上あり、かつラマン散
乱光がシリコン結晶相の存在を示す５３０ｃｍ＾−＾１
付近にピークをもつ事を特徴とする炭化ケイ素半導体膜
。 ２）前記炭化ケイ素半導体膜に０．０５〜４％のIIIａ
属元素をドープすることによりｐ形に価電子制御し、暗
導電率を１０＾−＾３Ｓｃｍ＾−＾１以上としたことを
特徴とする特許請求の範囲第１項記載の炭化ケイ素半導
体膜。 ３）高周波グロー放電法を用いて炭化ケイ素半導体膜を
形成する際、原料ガス中におけるケイ素を含む原料ガス
の分圧〔Ｓ〕と炭素を含む原料ガスの分圧〔Ｃ〕の比で
ある炭素混合率ｋ（ｋ＝〔Ｃ〕／｛〔Ｓ〕＋〔Ｃ〕｝）
を０．２以下とし、水素希釈率γ（γ＝〔Ｈ〕／｛〔Ｓ
〕＋〔Ｃ〕｝。 ただし〔Ｈ〕は水素ガス分圧）を４０以上とし、基板温
度を１５０℃以上に保ち、８０ｍＷ／ｃｍ＾２以上３０
０ｍＷ／ｃｍ＾２以下の高周波電力密度でプラズマを発
生させて、基板上に炭化ケイ素膜を堆積させることを特
徴とする炭化ケイ素半導体膜の製造方法。 ４）前記ケイ素を含む原料ガスを少なくともシランガス
よりなり、このシランガスの水素原子の一部または全部
をメチル基やエチル基で置換したガスであることを特徴
とする特許請求の範囲第３項記載の炭化ケイ素半導体膜
の製造方法。 ５）前記ケイ素を含む原料ガスが少なくともシランガス
を含みこのシランガスの水素原子の一部もしくは全部を
フッ素あるいは塩素で置換したガスであることを特徴と
する特許請求の範囲第３項記載の炭化ケイ素半導体膜の
製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62276278A JP2692091B2 (ja) | 1987-10-31 | 1987-10-31 | 炭化ケイ素半導体膜およびその製造方法 |
| US07/264,822 US4847215A (en) | 1987-10-31 | 1988-10-31 | Method for forming silicon carbide semiconductor film |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62276278A JP2692091B2 (ja) | 1987-10-31 | 1987-10-31 | 炭化ケイ素半導体膜およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01119015A true JPH01119015A (ja) | 1989-05-11 |
| JP2692091B2 JP2692091B2 (ja) | 1997-12-17 |
Family
ID=17567216
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62276278A Expired - Lifetime JP2692091B2 (ja) | 1987-10-31 | 1987-10-31 | 炭化ケイ素半導体膜およびその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4847215A (ja) |
| JP (1) | JP2692091B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012134541A (ja) * | 2009-02-17 | 2012-07-12 | Korea Inst Of Industrial Technology | 誘導結合プラズマ化学気相蒸着法を利用した太陽電池の製造方法 |
| JP2015159212A (ja) * | 2014-02-25 | 2015-09-03 | 東京エレクトロン株式会社 | カーボンを含むシリコン膜の形成方法、及び、形成装置 |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH067594B2 (ja) * | 1987-11-20 | 1994-01-26 | 富士通株式会社 | 半導体基板の製造方法 |
| US5082695A (en) * | 1988-03-08 | 1992-01-21 | 501 Fujitsu Limited | Method of fabricating an x-ray exposure mask |
| JP2533639B2 (ja) * | 1988-10-07 | 1996-09-11 | 株式会社富士電機総合研究所 | Ｐ形炭素添加非晶質シリコンの生成方法 |
| US5311047A (en) * | 1988-11-16 | 1994-05-10 | National Science Council | Amorphous SI/SIC heterojunction color-sensitive phototransistor |
| JPH05335257A (ja) * | 1992-06-03 | 1993-12-17 | Showa Shell Sekiyu Kk | ｐ型シリコンカーバイドの形成方法 |
| KR100207444B1 (ko) * | 1995-03-14 | 1999-07-15 | 윤종용 | 반도체 장치의 고유전막/전극 및 그 제조방법 |
| JPH08264815A (ja) * | 1995-03-23 | 1996-10-11 | Sanyo Electric Co Ltd | 非晶質シリコンカーバイド膜及びこれを用いた光起電力素子 |
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| JPS62224674A (ja) * | 1986-03-26 | 1987-10-02 | Sharp Corp | 微結晶炭化珪素膜の製造方法 |
| JPS62268128A (ja) * | 1986-05-15 | 1987-11-20 | Sharp Corp | 微結晶炭化珪素膜の製造方法 |
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| DE3280112D1 (de) * | 1981-07-17 | 1990-03-15 | Kanegafuchi Chemical Ind | Amorpher halbleiter und photovoltaische einrichtung aus amorphem silizium. |
| JPS60117711A (ja) * | 1983-11-30 | 1985-06-25 | Toshiba Corp | 薄膜形成装置 |
| JPS61199627A (ja) * | 1985-02-28 | 1986-09-04 | Oki Electric Ind Co Ltd | 非晶質多層薄膜の製造方法 |
| JPH0740599B2 (ja) * | 1985-12-26 | 1995-05-01 | 鐘淵化学工業株式会社 | 高熱伝導性絶縁基板およびその製法 |
| US4718947A (en) * | 1986-04-17 | 1988-01-12 | Solarex Corporation | Superlattice doped layers for amorphous silicon photovoltaic cells |
-
1987
- 1987-10-31 JP JP62276278A patent/JP2692091B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1988
- 1988-10-31 US US07/264,822 patent/US4847215A/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
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| JP2012146994A (ja) * | 2009-02-17 | 2012-08-02 | Korea Inst Of Industrial Technology | 誘導結合プラズマ化学気相蒸着法を利用した太陽電池の製造方法 |
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| JP2015159212A (ja) * | 2014-02-25 | 2015-09-03 | 東京エレクトロン株式会社 | カーボンを含むシリコン膜の形成方法、及び、形成装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2692091B2 (ja) | 1997-12-17 |
| US4847215A (en) | 1989-07-11 |
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