JPH10242492A - 非晶質シリコンゲルマニウム薄膜の製造方法及び光起電力素子 - Google Patents
非晶質シリコンゲルマニウム薄膜の製造方法及び光起電力素子Info
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- JPH10242492A JPH10242492A JP9044190A JP4419097A JPH10242492A JP H10242492 A JPH10242492 A JP H10242492A JP 9044190 A JP9044190 A JP 9044190A JP 4419097 A JP4419097 A JP 4419097A JP H10242492 A JPH10242492 A JP H10242492A
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- Chemical Vapour Deposition (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 比較的低い基板温度で良好な膜質の非晶質シ
リコンゲルマニウム薄膜を製造する。 【解決手段】 原料ガスを希釈用ガスで希釈し、プラズ
マＣＶＤ法により基板上に非晶質シリコンゲルマニウム
薄膜を製造する方法において、水素ガスなどの希釈用ガ
スによる原料ガスの希釈率を、原料ガス中のシリコン用
原料ガスに対して２５倍以上とし、かつ基板温度を２０
０℃以下にして非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を製造
することを特徴としている。
リコンゲルマニウム薄膜を製造する。 【解決手段】 原料ガスを希釈用ガスで希釈し、プラズ
マＣＶＤ法により基板上に非晶質シリコンゲルマニウム
薄膜を製造する方法において、水素ガスなどの希釈用ガ
スによる原料ガスの希釈率を、原料ガス中のシリコン用
原料ガスに対して２５倍以上とし、かつ基板温度を２０
０℃以下にして非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を製造
することを特徴としている。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、非晶質シリコンゲ
ルマニウム薄膜を製造する方法及び該製造方法により得
られる非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を用いた光起電
力素子に関するものである。
ルマニウム薄膜を製造する方法及び該製造方法により得
られる非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を用いた光起電
力素子に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から、安価でかつ容易に大面積の半
導体素子が形成できる材料として非晶質シリコン等に代
表される非晶質半導体薄膜が用いられている。非晶質半
導体薄膜の一般的な形成方法の一つとして、プラズマＣ
ＶＤ法が知られている。また、非晶質半導体薄膜を用い
た半導体素子の一つとして、光エネルギーを電気エネル
ギーに変換する光起電力素子が知られている。
導体素子が形成できる材料として非晶質シリコン等に代
表される非晶質半導体薄膜が用いられている。非晶質半
導体薄膜の一般的な形成方法の一つとして、プラズマＣ
ＶＤ法が知られている。また、非晶質半導体薄膜を用い
た半導体素子の一つとして、光エネルギーを電気エネル
ギーに変換する光起電力素子が知られている。
【０００３】光起電力素子としては、光エネルギーを効
率よく電気エネルギーに変換することが望ましく、エネ
ルギー変換効率の向上を目的として種々の検討がなされ
ている。このような変換効率の向上を図る一つの技術と
して、積層型太陽電池が知られている。積層型太陽電池
は、太陽光のスペクトルを有効に利用するため、複数の
発電単位構造を積層しており、各発電単位構造における
半導体材料を光学的バンドギャップの異なるように組み
合わせている。例えば、光入射側に位置する発電単位構
造では、相対的に光学的バンドギャップの大きい非晶質
シリコンを用い、光入射側から遠い発電単位構造におい
ては、非晶質シリコンよりも光学的バンドギャップの小
さい非晶質シリコンゲルマニウムが用いられる。これに
より、非晶質シリコンでは吸収され難い赤外線領域も含
む長波長光を非晶質シリコンゲルマニウムの発電層で吸
収させることができ、太陽光を効率よく吸収し発電する
ことができる。
率よく電気エネルギーに変換することが望ましく、エネ
ルギー変換効率の向上を目的として種々の検討がなされ
ている。このような変換効率の向上を図る一つの技術と
して、積層型太陽電池が知られている。積層型太陽電池
は、太陽光のスペクトルを有効に利用するため、複数の
発電単位構造を積層しており、各発電単位構造における
半導体材料を光学的バンドギャップの異なるように組み
合わせている。例えば、光入射側に位置する発電単位構
造では、相対的に光学的バンドギャップの大きい非晶質
シリコンを用い、光入射側から遠い発電単位構造におい
ては、非晶質シリコンよりも光学的バンドギャップの小
さい非晶質シリコンゲルマニウムが用いられる。これに
より、非晶質シリコンでは吸収され難い赤外線領域も含
む長波長光を非晶質シリコンゲルマニウムの発電層で吸
収させることができ、太陽光を効率よく吸収し発電する
ことができる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】一般に、良好な膜質の
非晶質シリコンゲルマニウム薄膜をプラズマＣＶＤ法に
より形成するためには、薄膜形成時の基板温度を高くし
て膜中の水素含有量をある程度まで低減させる必要があ
ることが知られている（ Jpn.J.Appl.Phys. 34 (1995)1
741 ）。しかしながら、ガラス基板などの透光性基板の
上に積層型太陽電池を形成する場合、非晶質シリコン層
の発電単位構造の上に、非晶質シリコンゲルマニウムの
発電単位構造を形成する必要があり、非晶質シリコンゲ
ルマニウム薄膜形成の際の基板温度を高くすると、下地
層である非晶質シリコン層に熱的なダメージを与えてし
まうという問題があった。すなわち、非晶質シリコンゲ
ルマニウム薄膜形成の際の基板温度が高くなると、既に
形成した下地層の発電単位構造におけるｐ型非晶質シリ
コン層中のボロンなどのドーパントが、ｉ型非晶質シリ
コン層中に拡散したり、または透明電極層のドーパント
がｐ型非晶質シリコン層中に拡散し、下地層の非晶質シ
リコンからなる太陽電池層の性能が低下し、結果として
高品質な積層型太陽電池を製造することが困難であっ
た。
非晶質シリコンゲルマニウム薄膜をプラズマＣＶＤ法に
より形成するためには、薄膜形成時の基板温度を高くし
て膜中の水素含有量をある程度まで低減させる必要があ
ることが知られている（ Jpn.J.Appl.Phys. 34 (1995)1
741 ）。しかしながら、ガラス基板などの透光性基板の
上に積層型太陽電池を形成する場合、非晶質シリコン層
の発電単位構造の上に、非晶質シリコンゲルマニウムの
発電単位構造を形成する必要があり、非晶質シリコンゲ
ルマニウム薄膜形成の際の基板温度を高くすると、下地
層である非晶質シリコン層に熱的なダメージを与えてし
まうという問題があった。すなわち、非晶質シリコンゲ
ルマニウム薄膜形成の際の基板温度が高くなると、既に
形成した下地層の発電単位構造におけるｐ型非晶質シリ
コン層中のボロンなどのドーパントが、ｉ型非晶質シリ
コン層中に拡散したり、または透明電極層のドーパント
がｐ型非晶質シリコン層中に拡散し、下地層の非晶質シ
リコンからなる太陽電池層の性能が低下し、結果として
高品質な積層型太陽電池を製造することが困難であっ
た。
【０００５】また、上述した積層型太陽電池の下地層に
対する熱的なダメージを低減するため、非晶質シリコン
ゲルマニウム層形成時の基板温度を低くすると、非晶質
シリコンゲルマニウムの膜質が低下し、やはり高品質な
積層型太陽電池を製造することが困難であった。
対する熱的なダメージを低減するため、非晶質シリコン
ゲルマニウム層形成時の基板温度を低くすると、非晶質
シリコンゲルマニウムの膜質が低下し、やはり高品質な
積層型太陽電池を製造することが困難であった。
【０００６】本発明は、上述の問題を解消することを目
的とするものであり、比較的低い基板温度で良好な膜質
の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を製造することがで
きる製造方法及び該製造方法により得られる非晶質シリ
コンゲルマニウム薄膜を用いた光起電力素子を提供する
ことを目的としている。
的とするものであり、比較的低い基板温度で良好な膜質
の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を製造することがで
きる製造方法及び該製造方法により得られる非晶質シリ
コンゲルマニウム薄膜を用いた光起電力素子を提供する
ことを目的としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の製造方法は、原
料ガスを希釈用ガスで希釈し、プラズマＣＶＤ法により
基板上に非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を製造する方
法であり、希釈用ガスによる原料ガスの希釈率を、原料
ガス中のシリコン用原料ガスに対して２５倍以上とし、
かつ基板温度を２００℃以下にして非晶質シリコンゲル
マニウム薄膜を製造することを特徴としている。
料ガスを希釈用ガスで希釈し、プラズマＣＶＤ法により
基板上に非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を製造する方
法であり、希釈用ガスによる原料ガスの希釈率を、原料
ガス中のシリコン用原料ガスに対して２５倍以上とし、
かつ基板温度を２００℃以下にして非晶質シリコンゲル
マニウム薄膜を製造することを特徴としている。
【０００８】本発明において、希釈用ガスによる原料ガ
スの希釈率は、原料ガス中のシリコン用原料ガスに対し
て定められる。従って、原料ガス中のシリコン用原料ガ
スとして、モノシランやジシランなどのシラン系原料ガ
スを用いている場合には、このシラン系原料ガスに対し
て２５倍以上の希釈率となるように希釈用ガスによって
希釈する。希釈用ガスとしては、水素ガスまたは、ヘリ
ウム、アルゴン、キセノンなどの不活性ガスが一般的に
使用され、水素ガスと不活性ガスの混合ガスを希釈用ガ
スとして用いてもよい。
スの希釈率は、原料ガス中のシリコン用原料ガスに対し
て定められる。従って、原料ガス中のシリコン用原料ガ
スとして、モノシランやジシランなどのシラン系原料ガ
スを用いている場合には、このシラン系原料ガスに対し
て２５倍以上の希釈率となるように希釈用ガスによって
希釈する。希釈用ガスとしては、水素ガスまたは、ヘリ
ウム、アルゴン、キセノンなどの不活性ガスが一般的に
使用され、水素ガスと不活性ガスの混合ガスを希釈用ガ
スとして用いてもよい。
【０００９】本発明において、原料ガスの希釈率は、シ
リコン用原料ガスに対して２５倍以上であり、好ましく
は２５倍以上２００倍以下である。原料ガスの希釈率が
２５倍未満になると、比較的低い基板温度で良好な膜質
の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を製造することがで
きるという本発明の効果が得られない。また希釈率が高
くなりすぎると、堆積速度が低下し、生産効率が悪くな
り工業的に不利になる。また、非晶質シリコンゲルマニ
ウム薄膜が微結晶化するおそれがある。
リコン用原料ガスに対して２５倍以上であり、好ましく
は２５倍以上２００倍以下である。原料ガスの希釈率が
２５倍未満になると、比較的低い基板温度で良好な膜質
の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を製造することがで
きるという本発明の効果が得られない。また希釈率が高
くなりすぎると、堆積速度が低下し、生産効率が悪くな
り工業的に不利になる。また、非晶質シリコンゲルマニ
ウム薄膜が微結晶化するおそれがある。
【００１０】本発明における基板温度は２００℃以下で
ある。基板温度が２００℃を超えると、比較的低い基板
温度で良好な膜質の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を
製造するという本発明の目的が達成されない。すなわ
ち、積層型太陽電池において非晶質シリコンゲルマニウ
ム薄膜の基板温度が高くなると、上述のように下地層の
太陽電池層に熱的なダメージを与える。本発明において
基板温度は、好ましくは１４０℃〜２００℃、さらに好
ましくは１８０℃〜２００℃である。基板温度が低すぎ
ると、薄膜形成が困難であったり、あるいは堆積速度が
低下し、工業的に不利な場合がある。
ある。基板温度が２００℃を超えると、比較的低い基板
温度で良好な膜質の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を
製造するという本発明の目的が達成されない。すなわ
ち、積層型太陽電池において非晶質シリコンゲルマニウ
ム薄膜の基板温度が高くなると、上述のように下地層の
太陽電池層に熱的なダメージを与える。本発明において
基板温度は、好ましくは１４０℃〜２００℃、さらに好
ましくは１８０℃〜２００℃である。基板温度が低すぎ
ると、薄膜形成が困難であったり、あるいは堆積速度が
低下し、工業的に不利な場合がある。
【００１１】本発明の製造方法で製造される非晶質シリ
コンゲルマニウム薄膜は、例えば、光起電力素子の発電
層として形成される場合、ｐ型またはｎ型などの導電型
半導体薄膜の上に形成される。
コンゲルマニウム薄膜は、例えば、光起電力素子の発電
層として形成される場合、ｐ型またはｎ型などの導電型
半導体薄膜の上に形成される。
【００１２】本発明に従う好ましい実施態様における薄
膜形成条件の一例は、表１に示す通りである。
膜形成条件の一例は、表１に示す通りである。
【００１３】
【表１】
【００１４】なお、原料ガスとしては、モノシランの代
わりにジシラン等の高次シランを用いてもよい。また、
原料ガスとして水素化ガスを用いているが、本発明はこ
れに限定されるものではなく、例えば、ハロゲン系の原
料ガスを用いてもよい。また、上記薄膜形成条件では、
水素ガスを希釈用ガスとして用いているが、上述のよう
にヘリウム、アルゴン、キセノン等の不活性ガスを希釈
用ガスとして用いてもよく、水素ガスと不活性ガスの混
合ガスを希釈用ガスとして用いてもよい。
わりにジシラン等の高次シランを用いてもよい。また、
原料ガスとして水素化ガスを用いているが、本発明はこ
れに限定されるものではなく、例えば、ハロゲン系の原
料ガスを用いてもよい。また、上記薄膜形成条件では、
水素ガスを希釈用ガスとして用いているが、上述のよう
にヘリウム、アルゴン、キセノン等の不活性ガスを希釈
用ガスとして用いてもよく、水素ガスと不活性ガスの混
合ガスを希釈用ガスとして用いてもよい。
【００１５】本発明の製造方法により、比較的低い基板
温度で良好な膜質の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を
形成することができる理由についてその詳細は明らかで
はないが、以下のように推測される。
温度で良好な膜質の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を
形成することができる理由についてその詳細は明らかで
はないが、以下のように推測される。
【００１６】すなわち、本発明に従い原料ガスの希釈率
を２５倍以上とすることにより、プラズマ中に直接成膜
に寄与しない水素ラジカルや水素イオンあるいは不活性
ガスのイオン等が多量に発生し、これらのラジカルやイ
オン等によって薄膜の成長表面を叩くことにより、薄膜
の成長表面において成膜に寄与するシラン系及びゲルマ
ン系ラジカルにエネルギーを付与し、それらが基板温度
低下によって失ったエネルギーを補償することによっ
て、低い基板温度でも膜質を低下することなく、高品質
な非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を形成することがで
きるものと思われる。
を２５倍以上とすることにより、プラズマ中に直接成膜
に寄与しない水素ラジカルや水素イオンあるいは不活性
ガスのイオン等が多量に発生し、これらのラジカルやイ
オン等によって薄膜の成長表面を叩くことにより、薄膜
の成長表面において成膜に寄与するシラン系及びゲルマ
ン系ラジカルにエネルギーを付与し、それらが基板温度
低下によって失ったエネルギーを補償することによっ
て、低い基板温度でも膜質を低下することなく、高品質
な非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を形成することがで
きるものと思われる。
【００１７】上述のように、本発明によれば、原料ガス
を高希釈化することにより発生する水素ラジカルや水素
イオン等によって薄膜の成長表面を叩くことにより、良
好な膜質を形成できるものと思われるが、水素ラジカル
や水素イオン等による薄膜の成長表面への衝撃が大きく
なりすぎると、膜特性が逆に悪くなる場合も考えられ
る。このような場合には、基板に２００Ｖ以下の正バイ
アスを印加しながら非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を
形成することにより、水素ラジカルや水素イオン等によ
る衝撃を抑制することができる。また、基板の上方の金
属メッシュを設け、該金属メッシュに２００Ｖ以下の正
バイアスを印加しながら非晶質シリコンゲルマニウム薄
膜を形成させてもよい。
を高希釈化することにより発生する水素ラジカルや水素
イオン等によって薄膜の成長表面を叩くことにより、良
好な膜質を形成できるものと思われるが、水素ラジカル
や水素イオン等による薄膜の成長表面への衝撃が大きく
なりすぎると、膜特性が逆に悪くなる場合も考えられ
る。このような場合には、基板に２００Ｖ以下の正バイ
アスを印加しながら非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を
形成することにより、水素ラジカルや水素イオン等によ
る衝撃を抑制することができる。また、基板の上方の金
属メッシュを設け、該金属メッシュに２００Ｖ以下の正
バイアスを印加しながら非晶質シリコンゲルマニウム薄
膜を形成させてもよい。
【００１８】上記実施態様では、基板または金属メッシ
ュに２００Ｖ以下の正バイアスを印加している。印加す
る正バイアスは、さらに好ましくは５０〜１５０Ｖであ
る。印加する正バイアスが高くなりすぎると、水素ラジ
カルや水素イオンによる薄膜の成長表面の活性化が極端
に低減し、本発明の効果である膜質の良好な非晶質シリ
コンゲルマニウム薄膜を形成できなくなる場合がある。
ュに２００Ｖ以下の正バイアスを印加している。印加す
る正バイアスは、さらに好ましくは５０〜１５０Ｖであ
る。印加する正バイアスが高くなりすぎると、水素ラジ
カルや水素イオンによる薄膜の成長表面の活性化が極端
に低減し、本発明の効果である膜質の良好な非晶質シリ
コンゲルマニウム薄膜を形成できなくなる場合がある。
【００１９】本発明の製造方法に従い得られる非晶質シ
リコンゲルマニウム薄膜は、従来の高い基板温度で形成
される非晶質シリコンゲルマニウム薄膜に比べ、同じ光
学ギャップであっても、水素含有量が少なく、ゲルマニ
ウム含有量が多い傾向にある。
リコンゲルマニウム薄膜は、従来の高い基板温度で形成
される非晶質シリコンゲルマニウム薄膜に比べ、同じ光
学ギャップであっても、水素含有量が少なく、ゲルマニ
ウム含有量が多い傾向にある。
【００２０】すなわち、本発明の非晶質シリコンゲルマ
ニウム薄膜は、光学ギャップが１．３０〜１．４０ｅＶ
であり、かつ水素含有量が５〜１０原子％で、ゲルマニ
ウム含有量が４０〜５５原子％である。さらに限定的に
は、光学ギャップが１．３２〜１．３６ｅＶであり、か
つ水素含有量が５〜８原子％で、ゲルマニウム含有量が
４５〜５５原子％である。なお、ここでの光学ギャップ
は、ｈをプランク定数、νを振動数、αを吸収係数とし
たときに、ｈν対 3√（αｈν）のプロットにより求め
られる光学ギャップである。この３乗根プロットによる
光学ギャップについては、Jpn.J.Appl.Phys. 30 (1991)
1008. に詳細に説明されている。
ニウム薄膜は、光学ギャップが１．３０〜１．４０ｅＶ
であり、かつ水素含有量が５〜１０原子％で、ゲルマニ
ウム含有量が４０〜５５原子％である。さらに限定的に
は、光学ギャップが１．３２〜１．３６ｅＶであり、か
つ水素含有量が５〜８原子％で、ゲルマニウム含有量が
４５〜５５原子％である。なお、ここでの光学ギャップ
は、ｈをプランク定数、νを振動数、αを吸収係数とし
たときに、ｈν対 3√（αｈν）のプロットにより求め
られる光学ギャップである。この３乗根プロットによる
光学ギャップについては、Jpn.J.Appl.Phys. 30 (1991)
1008. に詳細に説明されている。
【００２１】従来の製造方法により得られる非晶質シリ
コンゲルマニウム薄膜では、水素含有量が減少しゲルマ
ニウム含有量が増大すると、光学ギャップが狭まる傾向
にあるが、本発明の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜
は、光学ギャップがほぼ同一でかつ光導電率も同等以上
に保つことができる。これは、薄膜中のゲルマニウム原
子の結合状態が従来の製造方法によるものと異なってい
るためと思われる。
コンゲルマニウム薄膜では、水素含有量が減少しゲルマ
ニウム含有量が増大すると、光学ギャップが狭まる傾向
にあるが、本発明の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜
は、光学ギャップがほぼ同一でかつ光導電率も同等以上
に保つことができる。これは、薄膜中のゲルマニウム原
子の結合状態が従来の製造方法によるものと異なってい
るためと思われる。
【００２２】本発明の光起電力素子は、上記本発明の製
造方法により得られる非晶質シリコンゲルマニウム薄膜
を備える光起電力素子である。すなわち、本発明の光起
電力素子は、ｐ型薄膜半導体層、ｉ型薄膜薄膜層、及び
ｎ型薄膜半導体層を積層した構造を有し、薄膜半導体層
のうちの少なくとも一つの半導体層が、上記本発明の製
造方法により製造された非晶質シリコンゲルマニウム薄
膜または上記本発明の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜
であることを特徴としている。
造方法により得られる非晶質シリコンゲルマニウム薄膜
を備える光起電力素子である。すなわち、本発明の光起
電力素子は、ｐ型薄膜半導体層、ｉ型薄膜薄膜層、及び
ｎ型薄膜半導体層を積層した構造を有し、薄膜半導体層
のうちの少なくとも一つの半導体層が、上記本発明の製
造方法により製造された非晶質シリコンゲルマニウム薄
膜または上記本発明の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜
であることを特徴としている。
【００２３】さらに、より限定された実施態様において
は、ｐ型薄膜半導体層、ｉ型薄膜半導体層、及びｎ型薄
膜半導体層を積層した発電単位構造を少なくとも２つ積
層させた積層型の光起電力素子であり、光入射側から２
番目以降の発電単位構造のうちの少なくとも１つの半導
体層が、上記本発明の製造方法により製造された非晶質
シリコンゲルマニウム薄膜または上記本発明の非晶質シ
リコンゲルマニウム薄膜であることを特徴としている。
は、ｐ型薄膜半導体層、ｉ型薄膜半導体層、及びｎ型薄
膜半導体層を積層した発電単位構造を少なくとも２つ積
層させた積層型の光起電力素子であり、光入射側から２
番目以降の発電単位構造のうちの少なくとも１つの半導
体層が、上記本発明の製造方法により製造された非晶質
シリコンゲルマニウム薄膜または上記本発明の非晶質シ
リコンゲルマニウム薄膜であることを特徴としている。
【００２４】本発明の製造方法により製造された非晶質
シリコンゲルマニウム薄膜または本発明の非晶質シリコ
ンゲルマニウム薄膜は、良好な膜質を有しており、高い
エネルギー変換効率を得ることができる。
シリコンゲルマニウム薄膜または本発明の非晶質シリコ
ンゲルマニウム薄膜は、良好な膜質を有しており、高い
エネルギー変換効率を得ることができる。
【００２５】また、積層型光起電力素子において、光入
射側から２番目以降の発電単位構造のうちの少なくとも
１つの半導体層として、本発明の非晶質シリコンゲルマ
ニウム薄膜を用いることにより、下地層の発電単位構造
に熱的なダメージを与えることなく積層型光起電力素子
を製造することができる。従って、エネルギー変換効率
の高い積層型光起電力素子とすることができる。
射側から２番目以降の発電単位構造のうちの少なくとも
１つの半導体層として、本発明の非晶質シリコンゲルマ
ニウム薄膜を用いることにより、下地層の発電単位構造
に熱的なダメージを与えることなく積層型光起電力素子
を製造することができる。従って、エネルギー変換効率
の高い積層型光起電力素子とすることができる。
【００２６】
【発明の実施の形態】図１は、本発明に従い原料ガスを
高倍率で希釈しプラズマＣＶＤ法により形成した場合の
基板温度と光導電率σｐｈ（Ω・ｃｍ）-1との関係を示
す図である。○印は、Ｈ2 ：ＳｉＨ4 ＝５４：１となる
ように水素ガスで希釈し、□印はＨ2：ＳｉＨ4 ＝２
７：１となるように水素ガスで希釈した場合の結果を示
している。なお、原料ガスとしてのモノシランのガス流
量は７．５ｓｃｃｍとし、ゲルマンのガス流量は０．５
ｓｃｃｍとし、水素ガスの流量を２００〜４００ｓｃｃ
ｍで変化させ上記の希釈率とした。なお、基板温度は１
８０℃、２００℃、２３０℃に変化させて薄膜を形成し
た。
高倍率で希釈しプラズマＣＶＤ法により形成した場合の
基板温度と光導電率σｐｈ（Ω・ｃｍ）-1との関係を示
す図である。○印は、Ｈ2 ：ＳｉＨ4 ＝５４：１となる
ように水素ガスで希釈し、□印はＨ2：ＳｉＨ4 ＝２
７：１となるように水素ガスで希釈した場合の結果を示
している。なお、原料ガスとしてのモノシランのガス流
量は７．５ｓｃｃｍとし、ゲルマンのガス流量は０．５
ｓｃｃｍとし、水素ガスの流量を２００〜４００ｓｃｃ
ｍで変化させ上記の希釈率とした。なお、基板温度は１
８０℃、２００℃、２３０℃に変化させて薄膜を形成し
た。
【００２７】また、比較として、Ｈ2 ：ＳｉＨ4 ＝２．
５：１となるように水素ガスで希釈した場合の結果を×
印で示す。なお、ガス流量はモノシラン３０ｓｃｃｍ、
ゲルマン２〜３．２ｓｃｃｍ、水素７５ｓｃｃｍとし
た。なお、基板温度は１７０℃、２００℃、２３０℃と
した。
５：１となるように水素ガスで希釈した場合の結果を×
印で示す。なお、ガス流量はモノシラン３０ｓｃｃｍ、
ゲルマン２〜３．２ｓｃｃｍ、水素７５ｓｃｃｍとし
た。なお、基板温度は１７０℃、２００℃、２３０℃と
した。
【００２８】いずれの場合も、ＲＦ電力密度は２０ｍＷ
／ｃｍ2 とした。図１の結果から明らかなように、本発
明に従い原料ガスを高い希釈率で希釈した場合には、２
００℃及び１８０℃の低い温度でも高い光導電率が得ら
れており、２３０℃の×印の従来の光導電率と同等以上
の光導電率を示している。
／ｃｍ2 とした。図１の結果から明らかなように、本発
明に従い原料ガスを高い希釈率で希釈した場合には、２
００℃及び１８０℃の低い温度でも高い光導電率が得ら
れており、２３０℃の×印の従来の光導電率と同等以上
の光導電率を示している。
【００２９】図２は、図１のデータを得た各薄膜形成条
件で形成した非晶質シリコンゲルマニウム薄膜中の水素
含有量（ａ）及びゲルマニウム含有量（ｂ）を示してい
る。図２（ａ）から明らかなように、基板温度２００℃
以下の○印及び□印で示される本発明に従う非晶質シリ
コンゲルマニウム薄膜は、×印で示される従来の低い水
素希釈率で形成された非晶質シリコンゲルマニウム薄膜
に比べ、水素含有量が相対的に低く、５〜８原子％の範
囲内であることがわかる。
件で形成した非晶質シリコンゲルマニウム薄膜中の水素
含有量（ａ）及びゲルマニウム含有量（ｂ）を示してい
る。図２（ａ）から明らかなように、基板温度２００℃
以下の○印及び□印で示される本発明に従う非晶質シリ
コンゲルマニウム薄膜は、×印で示される従来の低い水
素希釈率で形成された非晶質シリコンゲルマニウム薄膜
に比べ、水素含有量が相対的に低く、５〜８原子％の範
囲内であることがわかる。
【００３０】また、図２（ｂ）から明らかなように、本
発明に従う非晶質シリコンゲルマニウム薄膜は、ゲルマ
ニウム含有量が従来のものに比べ高く、４６〜５５原子
％の範囲内であることがわかる。
発明に従う非晶質シリコンゲルマニウム薄膜は、ゲルマ
ニウム含有量が従来のものに比べ高く、４６〜５５原子
％の範囲内であることがわかる。
【００３１】図２に示した非晶質シリコンゲルマニウム
薄膜は、いずれも上記の３乗根プロットによる光学的ギ
ャップが１．３２ｅＶ程度のものである。これは、Tau
c'sプロットによれば１．４０ｅＶから１．４５ｅＶ程
度であり、積層型太陽電池の下部発電層材料としては最
適とされる光学的ギャップ幅である。このようにほぼ同
等の光学的ギャップ幅であるにもかかわらず、本発明に
従う非晶質シリコンゲルマニウム薄膜は水素含有量が相
対的に低く、ゲルマニウム含有量が相対的に高くなって
いる。従って、本発明に従う非晶質シリコンゲルマニウ
ム薄膜は、ゲルマニウム原子の結合状態において、従来
の薄膜形成条件で形成される非晶質シリコンゲルマニウ
ム薄膜と異なっているものと思われる。
薄膜は、いずれも上記の３乗根プロットによる光学的ギ
ャップが１．３２ｅＶ程度のものである。これは、Tau
c'sプロットによれば１．４０ｅＶから１．４５ｅＶ程
度であり、積層型太陽電池の下部発電層材料としては最
適とされる光学的ギャップ幅である。このようにほぼ同
等の光学的ギャップ幅であるにもかかわらず、本発明に
従う非晶質シリコンゲルマニウム薄膜は水素含有量が相
対的に低く、ゲルマニウム含有量が相対的に高くなって
いる。従って、本発明に従う非晶質シリコンゲルマニウ
ム薄膜は、ゲルマニウム原子の結合状態において、従来
の薄膜形成条件で形成される非晶質シリコンゲルマニウ
ム薄膜と異なっているものと思われる。
【００３２】図３は、フロントセルにａ−Ｓｉ：Ｈ（非
晶質シリコン）の発電層を有し、ボトムセルにａ−Ｓｉ
Ｇｅ：Ｈ（非晶質シリコンゲルマニウム）の発電層を有
する２層積層型太陽電池の一例を示す断面図である。図
３に示すように、ガラス基板１の上に、酸化錫からなる
透明電極２が形成されており、この透明電極２の表面は
テクスチャー化されている。このテクスチャー化された
透明電極２の表面上に、ｐ型ａ−ＳｉＣ：Ｈ層３（膜厚
１００Å）が形成され、その上にｉ型ａ−Ｓｉ：Ｈ層４
（膜厚１３００Å）が形成され、その上にｎ型ａ−Ｓ
ｉ：Ｈ５（膜厚１００Å）が形成されてフロントセルが
構成されている。その上には、ｐ型ａ−Ｓｉ：Ｈ層６
（膜厚１００Å）、ｉ型ａ−ＳｉＧｅ：Ｈ層７（膜厚１
０００Å）、及びｎ型ａ−Ｓｉ：Ｈ層８（膜厚１００
Å）が形成されてボトムセルが構成されている。ｎ型ａ
−Ｓｉ：Ｈ層８の上には、Ａｇからなる裏面金属電極９
が形成されている。
晶質シリコン）の発電層を有し、ボトムセルにａ−Ｓｉ
Ｇｅ：Ｈ（非晶質シリコンゲルマニウム）の発電層を有
する２層積層型太陽電池の一例を示す断面図である。図
３に示すように、ガラス基板１の上に、酸化錫からなる
透明電極２が形成されており、この透明電極２の表面は
テクスチャー化されている。このテクスチャー化された
透明電極２の表面上に、ｐ型ａ−ＳｉＣ：Ｈ層３（膜厚
１００Å）が形成され、その上にｉ型ａ−Ｓｉ：Ｈ層４
（膜厚１３００Å）が形成され、その上にｎ型ａ−Ｓ
ｉ：Ｈ５（膜厚１００Å）が形成されてフロントセルが
構成されている。その上には、ｐ型ａ−Ｓｉ：Ｈ層６
（膜厚１００Å）、ｉ型ａ−ＳｉＧｅ：Ｈ層７（膜厚１
０００Å）、及びｎ型ａ−Ｓｉ：Ｈ層８（膜厚１００
Å）が形成されてボトムセルが構成されている。ｎ型ａ
−Ｓｉ：Ｈ層８の上には、Ａｇからなる裏面金属電極９
が形成されている。
【００３３】以上のような図３に示す積層型太陽電池の
各半導体膜を表２に示す条件で形成し、積層型太陽電池
を作製した。
各半導体膜を表２に示す条件で形成し、積層型太陽電池
を作製した。
【００３４】
【表２】
【００３５】表２に示すように、実施例１は、原料ガス
の希釈率が約５４倍で基板温度が１８０℃の形成条件で
形成しており、比較例１は、原料ガスの希釈率が約２．
５倍で基板温度が２３０℃、比較例２は、原料ガスの希
釈率が約２．５倍で基板温度が１８０℃、比較例３は、
原料ガスの希釈率が約５４倍で基板温度が２３０℃の形
成条件となっている。
の希釈率が約５４倍で基板温度が１８０℃の形成条件で
形成しており、比較例１は、原料ガスの希釈率が約２．
５倍で基板温度が２３０℃、比較例２は、原料ガスの希
釈率が約２．５倍で基板温度が１８０℃、比較例３は、
原料ガスの希釈率が約５４倍で基板温度が２３０℃の形
成条件となっている。
【００３６】以上のようにして作製した４種類の積層型
太陽電池について、出力パラメーターの初期特性を測定
した。表３に、開放電圧（Ｖｏｃ）、短絡電流（Ｉｓ
ｃ）、曲線因子（Ｆ．Ｆ．）、及び変換効率を示す。
太陽電池について、出力パラメーターの初期特性を測定
した。表３に、開放電圧（Ｖｏｃ）、短絡電流（Ｉｓ
ｃ）、曲線因子（Ｆ．Ｆ．）、及び変換効率を示す。
【００３７】
【表３】
【００３８】表３から明らかなように、本発明の製造方
法に従い形成された非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を
有する実施例１の太陽電池は、Ｆ．Ｆ．が良く変換効率
が高くなっていることがわかる。これは、ボトムセルの
発電層として用いられている非晶質シリコンゲルマニウ
ム薄膜の膜質が良くなった結果、発電層中で光照射によ
り発生したキャリアの再結合が抑制されたためと考えら
れる。
法に従い形成された非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を
有する実施例１の太陽電池は、Ｆ．Ｆ．が良く変換効率
が高くなっていることがわかる。これは、ボトムセルの
発電層として用いられている非晶質シリコンゲルマニウ
ム薄膜の膜質が良くなった結果、発電層中で光照射によ
り発生したキャリアの再結合が抑制されたためと考えら
れる。
【００３９】また比較例３では、膜質のよい非晶質シリ
コンゲルマニウム薄膜が形成されているはずであるが、
薄膜形成の際の基板温度が２３０℃と高いため、フロン
トセルが熱ダメージを受け、その影響で変換効率が実施
例１に比べ低くなっているものと思われる。
コンゲルマニウム薄膜が形成されているはずであるが、
薄膜形成の際の基板温度が２３０℃と高いため、フロン
トセルが熱ダメージを受け、その影響で変換効率が実施
例１に比べ低くなっているものと思われる。
【００４０】次に、光劣化後の出力パラメーターを測定
した。光劣化のための光照射の条件としては、１年間屋
外暴露相当の条件（５００ｍＷ／ｃｍ2 、２５℃、１６
０分）とした。評価結果を表４に示す。
した。光劣化のための光照射の条件としては、１年間屋
外暴露相当の条件（５００ｍＷ／ｃｍ2 、２５℃、１６
０分）とした。評価結果を表４に示す。
【００４１】
【表４】
【００４２】表４に示すように光照射の安定化（光劣
化）後の特性においても、本発明に従う実施例１のＦ．
Ｆ．が高く、変換効率が高くなっている。
化）後の特性においても、本発明に従う実施例１のＦ．
Ｆ．が高く、変換効率が高くなっている。
【００４３】次に、表２の実施例１に示す条件で、水素
ガス流量を２００ｓｃｃｍとし、原料ガスの希釈率を約
２７倍とし、基板温度を１８０℃、２００℃、２３０℃
に変化させ、これら以外の条件は実施例１と同様にし
て、図３に示す積層型太陽電池を作製した。得られた積
層型太陽電池の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜の光学
ギャップは、いずれも１．３２ｅＶであった。基板温度
を変化させた各太陽電池の変換効率を、初期値及び上記
と同様の１年間屋外暴露相当条件の光照射後（安定化
後）で測定した。測定結果を図４に示す。
ガス流量を２００ｓｃｃｍとし、原料ガスの希釈率を約
２７倍とし、基板温度を１８０℃、２００℃、２３０℃
に変化させ、これら以外の条件は実施例１と同様にし
て、図３に示す積層型太陽電池を作製した。得られた積
層型太陽電池の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜の光学
ギャップは、いずれも１．３２ｅＶであった。基板温度
を変化させた各太陽電池の変換効率を、初期値及び上記
と同様の１年間屋外暴露相当条件の光照射後（安定化
後）で測定した。測定結果を図４に示す。
【００４４】図４に示す結果から明らかなように、基板
温度が２００℃を超えると、初期値及び安定化後の両方
において変換効率が急激に低下することがわかる。これ
は、上述のように、基板温度が２００℃を超えると、フ
ロントセルが熱ダメージを受けるためと思われる。
温度が２００℃を超えると、初期値及び安定化後の両方
において変換効率が急激に低下することがわかる。これ
は、上述のように、基板温度が２００℃を超えると、フ
ロントセルが熱ダメージを受けるためと思われる。
【００４５】図５は、本発明の製造方法において、基板
に正バイアスを印加する場合の製造装置を模式的に示す
図である。図５に示すように、基板１１は、基板ホルダ
ー１０の上に載せられており、基板ホルダー１０に直流
電源１３の＋極が接続されている。電極１２には、ＲＦ
電源（図示せず）が接続され、電極１２と基板ホルダー
１０との間にプラズマが発生する。本実施態様では、基
板ホルダー１０に正バイアスを印加することにより基板
１１に正バイアスを印加し、基板１１に衝撃を与える水
素イオンを反発させ、水素イオンの衝撃よるダメージを
低減し、これによる薄膜の膜質の低下を抑制している。
本実施態様においては、正バイアスとして２００Ｖ以下
の正バイアスを印加しながら、基板１１上に非晶質シリ
コンゲルマニウム薄膜を形成する。
に正バイアスを印加する場合の製造装置を模式的に示す
図である。図５に示すように、基板１１は、基板ホルダ
ー１０の上に載せられており、基板ホルダー１０に直流
電源１３の＋極が接続されている。電極１２には、ＲＦ
電源（図示せず）が接続され、電極１２と基板ホルダー
１０との間にプラズマが発生する。本実施態様では、基
板ホルダー１０に正バイアスを印加することにより基板
１１に正バイアスを印加し、基板１１に衝撃を与える水
素イオンを反発させ、水素イオンの衝撃よるダメージを
低減し、これによる薄膜の膜質の低下を抑制している。
本実施態様においては、正バイアスとして２００Ｖ以下
の正バイアスを印加しながら、基板１１上に非晶質シリ
コンゲルマニウム薄膜を形成する。
【００４６】図６は、基板に印加する電圧を変化させ、
形成される非晶質シリコンゲルマニウム薄膜の光導電率
と印加電圧との関係を求めた結果を示す図である。非晶
質シリコンゲルマニウム薄膜のプラズマＣＶＤによる薄
膜形成条件としては、基板温度１５０℃、ＲＦ電力密度
３０ｍＷ／ｃｍ2 、ＳｉＨ4 流量５ｓｃｃｍ、ＧｅＨ 4
流量４ｓｃｃｍ、水素流量２５０ｓｃｃｍ、水素による
原料ガスの希釈率５０倍とした。
形成される非晶質シリコンゲルマニウム薄膜の光導電率
と印加電圧との関係を求めた結果を示す図である。非晶
質シリコンゲルマニウム薄膜のプラズマＣＶＤによる薄
膜形成条件としては、基板温度１５０℃、ＲＦ電力密度
３０ｍＷ／ｃｍ2 、ＳｉＨ4 流量５ｓｃｃｍ、ＧｅＨ 4
流量４ｓｃｃｍ、水素流量２５０ｓｃｃｍ、水素による
原料ガスの希釈率５０倍とした。
【００４７】図６から明らかなように、印加電圧が１０
０Ｖのときに最も光導電率が高くなっている。印加電圧
が１００Ｖを超えると、徐々に光導電率が低下し、印加
電圧が２００Ｖを超えると、無電圧印加時とほぼ同程度
になることがわかる。また、負バイアスを印加すると、
無電圧印加時よりも悪くなることがわかる。図６から、
印加電圧としては、５０〜１５０Ｖ程度がさらに望まし
いことがわかる。
０Ｖのときに最も光導電率が高くなっている。印加電圧
が１００Ｖを超えると、徐々に光導電率が低下し、印加
電圧が２００Ｖを超えると、無電圧印加時とほぼ同程度
になることがわかる。また、負バイアスを印加すると、
無電圧印加時よりも悪くなることがわかる。図６から、
印加電圧としては、５０〜１５０Ｖ程度がさらに望まし
いことがわかる。
【００４８】図７は、基板１１の上方に、金属メッシュ
１４を設け、金属メッシュ１４に正バイアスを印加しな
がら、基板１１上に非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を
形成する装置を模式的に示す図である。このように基板
１１上方に金属メッシュ１４を設けた場合にも、同様に
２００Ｖ以下の正バイアスを印加することにより、基板
に衝撃を与える水素イオンを反発させ、基板上に形成さ
れる非晶質シリコンゲルマニウム薄膜が受けるダメージ
を低減することができ、良好な膜質の非晶質シリコンゲ
ルマニウム薄膜を形成することができる。
１４を設け、金属メッシュ１４に正バイアスを印加しな
がら、基板１１上に非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を
形成する装置を模式的に示す図である。このように基板
１１上方に金属メッシュ１４を設けた場合にも、同様に
２００Ｖ以下の正バイアスを印加することにより、基板
に衝撃を与える水素イオンを反発させ、基板上に形成さ
れる非晶質シリコンゲルマニウム薄膜が受けるダメージ
を低減することができ、良好な膜質の非晶質シリコンゲ
ルマニウム薄膜を形成することができる。
【００４９】図８は、本発明に従い形成される非晶質シ
リコンゲルマニウム薄膜を発電層として有する光起電力
素子を示す断面図である。図８を参照して、ガラス基板
２１の上には、酸化錫からなる透明電極２２が形成され
ている。透明電極２２の上には、Ｂ2 Ｈ6 、ＳｉＨ4 、
ＣＨ4 及びＨ2 の混合ガスを用いて、グロー放電プラズ
マＣＶＤ法により形成されたｐ型非晶質シリコンカーバ
イド（ａ−ＳｉＣ）層２３が設けられている。その上に
は、ＳｉＨ4 、Ｈ2 及びＣＨ4 の混合ガスを用いて、ｐ
／ｉ界面でのキャリアの再結合を低減させるため、ｉ型
非晶質シリコンカーバイド層２４が設けられている。そ
の上には、ＳｉＨ4 、ＧｅＨ4 及びＨ2の混合ガスを用
いて、本発明に従う製造方法により、ｉ型非晶質シリコ
ンゲルマニウム（ａ−ＳｉＧｅ）層２５が形成されてい
る。このｉ層２５は、図９に示すように、ａ−Ｓｉグレ
ーデッド部２５ａ、ｓ−ＳｉＧｅ部２５ｂ、及びａ−Ｓ
ｉグレーデッド部２５ｃをこの順に積層した構造を有し
ている。なお、図９はこのようなｉ層２５のグレーデッ
ド構造のバンドギャップを模式的に示している。
リコンゲルマニウム薄膜を発電層として有する光起電力
素子を示す断面図である。図８を参照して、ガラス基板
２１の上には、酸化錫からなる透明電極２２が形成され
ている。透明電極２２の上には、Ｂ2 Ｈ6 、ＳｉＨ4 、
ＣＨ4 及びＨ2 の混合ガスを用いて、グロー放電プラズ
マＣＶＤ法により形成されたｐ型非晶質シリコンカーバ
イド（ａ−ＳｉＣ）層２３が設けられている。その上に
は、ＳｉＨ4 、Ｈ2 及びＣＨ4 の混合ガスを用いて、ｐ
／ｉ界面でのキャリアの再結合を低減させるため、ｉ型
非晶質シリコンカーバイド層２４が設けられている。そ
の上には、ＳｉＨ4 、ＧｅＨ4 及びＨ2の混合ガスを用
いて、本発明に従う製造方法により、ｉ型非晶質シリコ
ンゲルマニウム（ａ−ＳｉＧｅ）層２５が形成されてい
る。このｉ層２５は、図９に示すように、ａ−Ｓｉグレ
ーデッド部２５ａ、ｓ−ＳｉＧｅ部２５ｂ、及びａ−Ｓ
ｉグレーデッド部２５ｃをこの順に積層した構造を有し
ている。なお、図９はこのようなｉ層２５のグレーデッ
ド構造のバンドギャップを模式的に示している。
【００５０】ｉ層２５の上には、ＰＨ3 、ＳｉＨ4 及び
Ｈ2 の混合ガスを用いてｎ型ａ−Ｓｉ層２６が形成さ
れ、さらにその上にＡｇをスパッタリング法により蒸着
した裏面電極２７が形成されている。
Ｈ2 の混合ガスを用いてｎ型ａ−Ｓｉ層２６が形成さ
れ、さらにその上にＡｇをスパッタリング法により蒸着
した裏面電極２７が形成されている。
【００５１】図８に示す光起電力素子におけるそれぞれ
の膜厚はｐ層２３が１００Å、界面ｉ層２４が１００
Å、ｐ側グレーデッド部２５ａが２００Å、発電層とな
るａ−ＳｉＧｅ部２５ｂが８００Å、ｎ側グレーデッド
部２５ｃが２００Å、ｎ層２６が１００Åである。ｉ層
２５の薄膜形成条件の詳細を表５に示す。
の膜厚はｐ層２３が１００Å、界面ｉ層２４が１００
Å、ｐ側グレーデッド部２５ａが２００Å、発電層とな
るａ−ＳｉＧｅ部２５ｂが８００Å、ｎ側グレーデッド
部２５ｃが２００Å、ｎ層２６が１００Åである。ｉ層
２５の薄膜形成条件の詳細を表５に示す。
【００５２】
【表５】
【００５３】表５に示すように、基板にバイアス電圧１
００Ｖを印加した実施例２と、基板にバイアス電圧を印
加していない実施例３の２種類の光起電力素子を作製し
た。
００Ｖを印加した実施例２と、基板にバイアス電圧を印
加していない実施例３の２種類の光起電力素子を作製し
た。
【００５４】作製した実施例２及び実施例３の光起電力
素子について、初期特性及び光劣化後の、Ｒ６５フィル
タ下での変換効率及びＦ．Ｆ．を測定した。光劣化のた
めの光照射の条件は、Ｒ６５フィルタ下でＡＭ１．５、
１２５ｍＷ／ｃｍ2 、４８℃、３１０時間とした。測定
結果を表６に示す。
素子について、初期特性及び光劣化後の、Ｒ６５フィル
タ下での変換効率及びＦ．Ｆ．を測定した。光劣化のた
めの光照射の条件は、Ｒ６５フィルタ下でＡＭ１．５、
１２５ｍＷ／ｃｍ2 、４８℃、３１０時間とした。測定
結果を表６に示す。
【００５５】
【表６】
【００５６】表６から明らかなように、非晶質シリコン
ゲルマニウム薄膜形成の際、基板に１００Ｖのバイアス
電圧を印加した実施例２は、バイアス電圧を印加してい
ない実施例３に比べ、Ｆ．Ｆ．が高く、変換効率が向上
していることがわかる。また、光劣化後においても、同
様に変換効率が向上している。
ゲルマニウム薄膜形成の際、基板に１００Ｖのバイアス
電圧を印加した実施例２は、バイアス電圧を印加してい
ない実施例３に比べ、Ｆ．Ｆ．が高く、変換効率が向上
していることがわかる。また、光劣化後においても、同
様に変換効率が向上している。
【００５７】以上のことから明らかなように、本発明に
従い非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を形成する際、基
板にバイアス電圧を印加することにより、水素イオンの
基板への衝撃を制御することができ、より良好な膜質の
非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を形成することができ
る場合がある。従って、本発明に従い非晶質シリコンゲ
ルマニウム薄膜を形成する場合、水素ガスなどの希釈用
ガスによる希釈倍率の調整に加え、基板へのバイアス電
圧の印加も良好な膜質の薄膜形成条件のファクターとし
て考慮することが好ましい。
従い非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を形成する際、基
板にバイアス電圧を印加することにより、水素イオンの
基板への衝撃を制御することができ、より良好な膜質の
非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を形成することができ
る場合がある。従って、本発明に従い非晶質シリコンゲ
ルマニウム薄膜を形成する場合、水素ガスなどの希釈用
ガスによる希釈倍率の調整に加え、基板へのバイアス電
圧の印加も良好な膜質の薄膜形成条件のファクターとし
て考慮することが好ましい。
【００５８】上記各実施例では、基板としてガラス基板
を用いた太陽電池を例に示したが、本発明の光起電力素
子の基板は、これに限定されるものではなく、アクリル
等のプラスチック基板やポリイミド等のフィルム状基板
を用いてもよい。また、従来の太陽電池において用いら
れている導電性基板やセラミック基板などその他の基板
を用いてもよい。さらには、太陽電池の構造も、上記各
実施例に限定されるものではなく、種々の太陽電池構造
に本発明は適用されるものである。
を用いた太陽電池を例に示したが、本発明の光起電力素
子の基板は、これに限定されるものではなく、アクリル
等のプラスチック基板やポリイミド等のフィルム状基板
を用いてもよい。また、従来の太陽電池において用いら
れている導電性基板やセラミック基板などその他の基板
を用いてもよい。さらには、太陽電池の構造も、上記各
実施例に限定されるものではなく、種々の太陽電池構造
に本発明は適用されるものである。
【００５９】さらに、本発明の製造方法により製造され
る非晶質シリコンゲルマニウム薄膜及び本発明の非晶質
シリコンゲルマニウム薄膜は、光起電力素子の用途に限
定されるものではなく、赤外線検出装置や、その他の半
導体装置にも幅広く用いることができるものである。
る非晶質シリコンゲルマニウム薄膜及び本発明の非晶質
シリコンゲルマニウム薄膜は、光起電力素子の用途に限
定されるものではなく、赤外線検出装置や、その他の半
導体装置にも幅広く用いることができるものである。
【００６０】
【発明の効果】本発明の製造方法によれば、比較的低い
基板温度で良好な膜質の非晶質シリコンゲルマニウム薄
膜を製造することができる。また、基板に２００Ｖ以下
の正バイアスを印加したり、基板上方に設けられた金属
メッシュに２００Ｖ以下の正バイアスを印加することに
より、形成される薄膜の膜質を制御することができる。
基板温度で良好な膜質の非晶質シリコンゲルマニウム薄
膜を製造することができる。また、基板に２００Ｖ以下
の正バイアスを印加したり、基板上方に設けられた金属
メッシュに２００Ｖ以下の正バイアスを印加することに
より、形成される薄膜の膜質を制御することができる。
【００６１】また、本発明の製造方法によれば、２００
℃以下の低い基板温度で非晶質シリコンゲルマニウム薄
膜を形成することができるので、積層型光起電力素子の
製造において、下地層に熱的ダメージを与えるのを低減
することができる。従って、変換効率の高い積層型光起
電力素子を製造することができる。
℃以下の低い基板温度で非晶質シリコンゲルマニウム薄
膜を形成することができるので、積層型光起電力素子の
製造において、下地層に熱的ダメージを与えるのを低減
することができる。従って、変換効率の高い積層型光起
電力素子を製造することができる。
【図１】本発明に従い形成される非晶質シリコンゲルマ
ニウム薄膜の基板温度と光導電率の関係を示す図。
ニウム薄膜の基板温度と光導電率の関係を示す図。
【図２】本発明に従い形成される非晶質シリコンゲルマ
ニウム薄膜の水素含有量及びゲルマニウム含有量を示す
図。
ニウム薄膜の水素含有量及びゲルマニウム含有量を示す
図。
【図３】本発明に従う非晶質シリコンゲルマニウム薄膜
を用いた積層型光起電力素子を示す断面図。
を用いた積層型光起電力素子を示す断面図。
【図４】本発明に従う非晶質シリコンゲルマニウム薄膜
を用いた積層型光起電力素子における変換効率と薄膜形
成の際の基板温度との関係を示す図。
を用いた積層型光起電力素子における変換効率と薄膜形
成の際の基板温度との関係を示す図。
【図５】本発明に従う製造方法において基板に正バイア
スを印加する装置を模式的に示す図。
スを印加する装置を模式的に示す図。
【図６】基板に印加する電圧と得られる薄膜の光導電率
との関係を示す図。
との関係を示す図。
【図７】本発明に従う製造方法において基板の上方の金
属メッシュを設け、金属メッシュに正バイアスを印加す
る装置を模式的に示す図。
属メッシュを設け、金属メッシュに正バイアスを印加す
る装置を模式的に示す図。
【図８】本発明に従い製造される非晶質シリコンゲルマ
ニウム薄膜を用いた光起電力素子の一例を示す断面図。
ニウム薄膜を用いた光起電力素子の一例を示す断面図。
【図９】図８に示す光起電力素子のｉ層のグレーデッド
構造を模式的に示す図。
構造を模式的に示す図。
１…ガラス基板 ２…透明電極 ３…ｐ型ａ−ＳｉＣ：Ｈ層 ４…ｉ型ａ−Ｓｉ：Ｈ層 ５…ｎ型ａ−Ｓｉ：Ｈ層 ６…ｐ型ａ−Ｓｉ：Ｈ層 ７…ｉ型ａ−ＳｉＧｅ：Ｈ層 ８…ｎ型ａ−Ｓｉ：Ｈ層 ９…裏面金属電極 １０…基板ホルダー １１…基板 １２…電極 １３…直流電源 １４…金属メッシュ ２１…ガラス基板 ２２…透明導電膜 ２３…ｐ層 ２４…ｉ型ａ−ＳｉＣ層 ２５…ｉ層 ２６…ｎ層 ２７…裏面電極層
Claims (9)
- 【請求項１】 原料ガスを希釈用ガスで希釈し、プラズ
マＣＶＤ法により基板上に非晶質シリコンゲルマニウム
薄膜を製造する方法において、 前記希釈用ガスによる前記原料ガスの希釈率を、前記原
料ガス中のシリコン用原料ガスに対して２５倍以上と
し、かつ基板温度を２００℃以下にして非晶質シリコン
ゲルマニウム薄膜を製造することを特徴とする非晶質シ
リコンゲルマニウム薄膜の製造方法。 - 【請求項２】 前記希釈用ガスが、水素もしくは不活性
ガスまたはこれらの混合ガスである請求項１に記載の非
晶質シリコンゲルマニウム薄膜の製造方法。 - 【請求項３】 前記非晶質シリコンゲルマニウム薄膜が
導電型半導体膜の上に形成されることを特徴とする請求
項１または２に記載の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜
の製造方法。 - 【請求項４】 前記基板に２００Ｖ以下の正バイアスを
印加しながら、前記非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を
形成することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項
に記載の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜の製造方法。 - 【請求項５】 前記基板の上方に金属メッシュを設け、
該金属メッシュに２００Ｖ以下の正バイアスを印加しな
がら前記非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を形成するこ
とを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の非
晶質シリコンゲルマニウム薄膜の製造方法。 - 【請求項６】 光学ギャップが１．３０〜１．４０ｅＶ
であり、かつ水素含有量が５〜１０原子％で、ゲルマニ
ウム含有量が４０〜５５原子％であることを特徴とする
非晶質シリコンゲルマニウム薄膜。 - 【請求項７】 前記非晶質シリコンゲルマニウム薄膜
が、請求項１〜５のいずれか１項に記載の製造方法によ
り製造された非晶質シリコンゲルマニウム薄膜である請
求項６に記載の非晶質シリコンゲルマニウム薄膜。 - 【請求項８】 ｐ型薄膜半導体層、ｉ型薄膜半導体層、
及びｎ型薄膜半導体層を積層した構造を有する光起電力
素子であって、 前記薄膜半導体層のうちの少なくとも１つの半導体層
が、請求項１〜５のいずれか１項に記載の製造方法によ
り製造された非晶質シリコンゲルマニウム薄膜、または
請求項６もしくは７に記載の非晶質シリコンゲルマニウ
ム薄膜であることを特徴とする光起電力素子。 - 【請求項９】 ｐ型薄膜半導体層、ｉ型薄膜半導体層、
及びｎ型薄膜半導体層を積層した発電単位構造を少なく
とも２つ積層させた積層型光起電力素子であって、 光入射側から２番目以降の前記発電単位構造のうちの少
なくとも１つの半導体層が、請求項１〜５のいずれか１
項に記載の製造方法により製造された非晶質シリコンゲ
ルマニウム薄膜、または請求項６もしくは７に記載の非
晶質シリコンゲルマニウム薄膜であることを特徴とする
光起電力素子。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9044190A JPH10242492A (ja) | 1997-02-27 | 1997-02-27 | 非晶質シリコンゲルマニウム薄膜の製造方法及び光起電力素子 |
| US09/030,691 US6080998A (en) | 1997-02-27 | 1998-02-25 | Amorphous silicon germanium thin film and photovoltaic element |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9044190A JPH10242492A (ja) | 1997-02-27 | 1997-02-27 | 非晶質シリコンゲルマニウム薄膜の製造方法及び光起電力素子 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10242492A true JPH10242492A (ja) | 1998-09-11 |
Family
ID=12684661
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9044190A Pending JPH10242492A (ja) | 1997-02-27 | 1997-02-27 | 非晶質シリコンゲルマニウム薄膜の製造方法及び光起電力素子 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6080998A (ja) |
| JP (1) | JPH10242492A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009038064A (ja) * | 2007-07-31 | 2009-02-19 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 光電変換装置及びその製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US8084265B2 (en) * | 2001-05-05 | 2011-12-27 | Alliance for Sustianable Energy, LLC | Method and Pd/V2 O5 device for H2 detection |
| US7122736B2 (en) * | 2001-08-16 | 2006-10-17 | Midwest Research Institute | Method and apparatus for fabricating a thin-film solar cell utilizing a hot wire chemical vapor deposition technique |
| JP4022657B2 (ja) * | 2003-07-07 | 2007-12-19 | ミネベア株式会社 | 誘電体光学薄膜の製造方法 |
| JP2007081137A (ja) * | 2005-09-14 | 2007-03-29 | Fujifilm Corp | 光電変換素子及び固体撮像素子 |
| TW201117159A (en) * | 2009-11-06 | 2011-05-16 | Ind Tech Res Inst | Display module and use of the same |
| US9099596B2 (en) * | 2011-07-29 | 2015-08-04 | International Business Machines Corporation | Heterojunction photovoltaic device and fabrication method |
| US10790145B2 (en) | 2018-09-05 | 2020-09-29 | Micron Technology, Inc. | Methods of forming crystallized materials from amorphous materials |
| US11018229B2 (en) | 2018-09-05 | 2021-05-25 | Micron Technology, Inc. | Methods of forming semiconductor structures |
| US10707298B2 (en) | 2018-09-05 | 2020-07-07 | Micron Technology, Inc. | Methods of forming semiconductor structures |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5084777A (en) * | 1989-11-14 | 1992-01-28 | Greyhawk Systems, Inc. | Light addressed liquid crystal light valve incorporating electrically insulating light blocking material of a-SiGe:H |
-
1997
- 1997-02-27 JP JP9044190A patent/JPH10242492A/ja active Pending
-
1998
- 1998-02-25 US US09/030,691 patent/US6080998A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009038064A (ja) * | 2007-07-31 | 2009-02-19 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 光電変換装置及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US6080998A (en) | 2000-06-27 |
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|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |