Sonnenenergie TCO für ForschungsVerbund Sonnenenergie …tes oder unbalanciertes Magnetfeld), Abscheiderate, An-ordnung des Substrates relativ zum Target (parallel oder senkrecht)

ForschungsVerbundS o n n e n e n e r g i eFVS

ForschungsVerbund Sonnenenergie

TCO für Dünnschichtsolarzellen

Workshop

10.-11.02.2000 in Jülich

FVS Workshop 2000

ForschungsVerbundSonnenenergieWorkshop

TCO fürDünnschichtsolarzellen10.-11.02.2000 in Jülich

Herausgeber:Heribert Wagner (FZJ)Walther Fuhs (HMI)Gerd Stadermann (FVS)

xxxxVeranstalter: Forschungszentrum Jülich

in Zusammenarbeit mit dem Hahn-Meitner-Institut Berlin

FVS Workshop 2000

2

FVS Workshop 2000

Deposition

TCO-Beschichtung in der IndustrieProf. Günter Bräuer

Magnetron-gesputterte Zinkoxidschichten: Stand, Perspektiven und physikalische GrenzenDr. Klaus Ellmer

Roll to Roll APCVD of FTO for Solar Cells Erik Middelmann

Herstellung von großflächigen, niederohmigen ITO-Schichten ohne Temperaturbelastung mit SputterverfahrenWolfgang Graf

Konzepte für die industrielle Abscheidung von TCO-SchichtenChristoph Daube

Doppelmagnetron-Anordnung zur Herstellung niederohmiger ITO-SchichtenDr. Johannes Strümpfel

TCO-Schichten in organischen Leuchtdioden und DisplaysWolfgang Kowalsky

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Material- und Grenzflächeneigenschaften

TCO-Grenzflächen in HalbleiterbauelementenAndreas Klein

Untersuchungen der Leitungsmechanismen in reaktiv gesputterten TCO-SchichtsystemenDr. Bernd Szyszka

Korrelation der Dichte mit den strukturellen, elektrischenund optischen Eigenschaften von ITO Filmen, hergestelltmit DC-Magnetron und RF-Dioden SputternProf. Dieter Mergel

Vergleich der Grenzflächeneigenschaften TCO/Si vongesputterten und MOMBE abgeschiedenen SchichtenChristian Pettenkofer

Einfluss der AL-Konzentration auf das Wachstum reaktiv gesputterter ZNO-SchichtenDr. Frank Fenske

Herstellung texturierter Zinkoxidfilme durch nasschemisches ÄtzenOliver Kluth

TCO-Filme in Bauelementen

TCO in CIS SolarzellenHans-Werner Schock

Lichteinfang in Silizium-DünnschichtsolarzellenDr. Helmut Stiebig

Inhalt

FVS Workshop 2000

2

FVS Workshop 2000

Deposition

TCO-Beschichtung in der IndustrieProf. Günter Bräuer

Magnetron-gesputterte Zinkoxidschichten: Stand, Perspektiven und physikalische GrenzenDr. Klaus Ellmer

Roll to Roll APCVD of FTO for Solar Cells Erik Middelmann

Herstellung von großflächigen, niederohmigen ITO-Schichten ohne Temperaturbelastung mit SputterverfahrenWolfgang Graf

Konzepte für die industrielle Abscheidung von TCO-SchichtenChristoph Daube

Doppelmagnetron-Anordnung zur Herstellung niederohmiger ITO-SchichtenDr. Johannes Strümpfel

TCO-Schichten in organischen Leuchtdioden und DisplaysWolfgang Kowalsky

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TCO-Grenzflächen in HalbleiterbauelementenAndreas Klein

Untersuchungen der Leitungsmechanismen in reaktiv gesputterten TCO-SchichtsystemenDr. Bernd Szyszka

Korrelation der Dichte mit den strukturellen, elektrischenund optischen Eigenschaften von ITO Filmen, hergestelltmit DC-Magnetron und RF-Dioden SputternProf. Dieter Mergel

Vergleich der Grenzflächeneigenschaften TCO/Si vongesputterten und MOMBE abgeschiedenen SchichtenChristian Pettenkofer

Einfluss der AL-Konzentration auf das Wachstum reaktiv gesputterter ZNO-SchichtenDr. Frank Fenske

Herstellung texturierter Zinkoxidfilme durch nasschemisches ÄtzenOliver Kluth


TCO in CIS SolarzellenHans-Werner Schock

Lichteinfang in Silizium-DünnschichtsolarzellenDr. Helmut Stiebig

Inhalt

FVS Workshop 2000

Investigation of Diffusion and Crystal Growth in PlasmaDeposited Thin ITO FilmsDr. Hartmut Steffen

Transparente SilberschichtenWolfgang Graf

n+-ZnO/c-Si Heterokontakte: Struktur und TransportMargret Poschenrieder

Abschlussdiskussion

Abschlussdiskussion TCO-Workshop:Wo besteht Forschungsbedarf?Diskussionsleitung: Dr. Norbert Stump (BEO)

Teilnehmer

Standorte der Mitgliedsinstitute

Anschriften der Mitgliedsinstitute

Impressum

4

FVS Workshop 2000

Anwendung texturierter ZnO-Filme zur Erzielung "schwarzer" Solarzellen auf der Basis von multikristallinem SiliziumDr. Claus Beneking

ITO als Topcoating für SiliziumDietmar Borchert

Einsatz von TCO-Schichten in optischen DünnfilmsensorenDr. Dietmar Knipp

TCO in Solarmodulen

TCO-Schichten in CIGS-SolarmodulenDr. Michael Powalla

TCO-Schichten für CTS-DünnschichtsolarzellenRainer Gegenwart

TCO in Si-DünnschichtsolarmodulenPeter Lechner

Poster

Mie-Streuung in a-Si:H SolarzellenJeroen Daey Ouwens

Optische Eigenschaften von lateral strukturiertenDünnschichtsolarzellenTorsten Brammer

Untersuchungen zur Mikrostruktur von Indium-Zinn Oxid (ITO)Christine Ochotzki3

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FVS Workshop 2000

Investigation of Diffusion and Crystal Growth in PlasmaDeposited Thin ITO FilmsDr. Hartmut Steffen

Transparente SilberschichtenWolfgang Graf

n+-ZnO/c-Si Heterokontakte: Struktur und TransportMargret Poschenrieder

Abschlussdiskussion

Abschlussdiskussion TCO-Workshop:Wo besteht Forschungsbedarf?Diskussionsleitung: Dr. Norbert Stump (BEO)

Teilnehmer


Anschriften der Mitgliedsinstitute

Impressum

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FVS Workshop 2000

Anwendung texturierter ZnO-Filme zur Erzielung "schwarzer" Solarzellen auf der Basis von multikristallinem SiliziumDr. Claus Beneking

ITO als Topcoating für SiliziumDietmar Borchert

Einsatz von TCO-Schichten in optischen DünnfilmsensorenDr. Dietmar Knipp

TCO in Solarmodulen

TCO-Schichten in CIGS-SolarmodulenDr. Michael Powalla

TCO-Schichten für CTS-DünnschichtsolarzellenRainer Gegenwart

TCO in Si-DünnschichtsolarmodulenPeter Lechner

Poster

Mie-Streuung in a-Si:H SolarzellenJeroen Daey Ouwens

Optische Eigenschaften von lateral strukturiertenDünnschichtsolarzellenTorsten Brammer

Untersuchungen zur Mikrostruktur von Indium-Zinn Oxid (ITO)Christine Ochotzki3

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FVS Workshop 2000

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Deposition

DepositionFVS Workshop 2000

Elektrisch leitfähige, für sichtbares Licht transparente Oxid-schichten (Transparent Conductive Oxides oder TCO’s)haben in den vergangenen 20 Jahren zunehmend an Be-deutung gewonnen. Die derzeitigen Hauptanwendungs-gebiete sind:

• Transparente Elektroden für flache Bildschirme (Flat Panel Displays)

• Transparente Elektroden für Berührungsschalter auf Bildschirmen (Touch Panels)

• Transparente Hochfrequenzabschirmungen und Beschichtungen zum Vermeiden von Aufladungen auf Schirmen von Kathodenstrahlröhren (CRT´s)

• Frontelektroden für Solarzellen• Elektrisch beheizbare Schichten für Flugzeug- und

Autoscheiben• Transparente Wärmereflektoren

TCO-Materialien sind Indium-Zinn-Oxid (In2O3:SnO2 oderITO), aluminiumdotiertes Zinkoxid (ZnO:Al) und fluordo-tiertes Zinnoxid (SnO2:F). Dabei lassen sich für Schichtenim Bereich von 10-100 nm typische spezifische Widerstän-de von 1,1x10-4 Wcm (ITO), 3x10-4 Wcm (ZnO:Al) bzw.5x10-4 Wcm (SnO2:F) erreichen.

ITO und ZnO:Al werden heute überwiegend in vollreakti-ven bzw. teilreaktiven Magnetronzerstäubungsprozessenhergestellt, wobei die zu beschichtenden Substratbreitenmehrere Meter betragen können. Dabei liegt die besonde-re Problematik des vollreaktiven Prozesses in der geeigne-ten Prozessführung zur langzeitstabilen Abscheidung von

G. BräuerFraunhofer-Institut für

Schicht- und

Oberflächentechnik IST,

Braunschweig

[email protected]

TCO-Beschichtung in der Industrie

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FVS Workshop 2000Deposition

Schichten mit höchstmöglicher Leitfähigkeit. Für besondersniederohmige Beschichtungen (z.B. für den Einsatz in LCD-Displays) wird daher derzeit überwiegend der teilreaktiveProzess unter Verwendung keramischer Targets eingesetzt.

Der Vortrag gibt eine kurze Einführung in einige der obengenannten Anwendungen und stellt die verschiedenenVarianten der Beschichtungsverfahren vor.

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Zinkoxid gewinnt als Material für dünne, transparente Elektroden zunehmend an Bedeutung, da es gegenüberIndiumzinnoxid (ITO) und Zinnoxid wesentlich billiger ist.Insbesondere für Dünnschichtsolarzellen ist es das Materialder Wahl. Die Abscheidung von Zinkoxid und anderenTCO-Schichten mittels Magnetron-Sputterns ermöglicht es, niederohmige transparente Schichten bei niedrigenSubstrattemperaturen (bis herab zu Raumtemperatur) herz-ustellen. Darüber hinaus ist das Magnetron-Sputtern einetabliertes Verfahren, das es erlaubt, großflächige Schicht-abscheidungen (z.B. auf Glasplatten 3x6m2) durchzufüh-ren. Gegenüber thermisch aktivierten Abscheideverfah-ren(Aufdampfen, chemische Abscheidung) weist dasMagnetron-Sputtern als Plasmaverfahren einen wesentlichhöheren Energieeintrag in die wachsende Schicht auf, derim wesentlichen bedingt ist durch den Ionenbeschuss desSubstrates während des Schichtwachstums [1]. Eine Übersicht über in der Literatur berichteten elektrischenEigenschaften von homogen dotierten, polykristallinenZnO-Schichten zeigt, dass die niedrigsten spezifischenWiderstände ρ, die erreicht wurden, bei ca. 2.10-4 Ω cm liegen (Abb.1). Die für die ZnO-Schichten verwendetenDotanden Al, B, Ga, In und Si liefern vergleichbare spezifi-sche Widerstände. Aluminium ist jedoch der am häufigstenuntersuchte und verwendete Dotand in ZnO. Die Auftra-gung der ρ-Werte über der Substrattemperatur (Abb.1a)zeigt keinen eindeutigen Trend einer Abnahme des spezifi-schen Widerstandes mit der Temperatur, wie es bei ther-

K. EllmerHahn- Meitner-Institut,

Solare Energetik

[email protected]

9

Magnetron-gesputterteZinkoxidschichten: Stand, Perspektiven und physikalische Grenzen


misch aktivierten Abscheideverfahren (z.B. Aufdampfen,CVD) beobachtet wird. Das ist bedingt durch das ionen-unterstützte Wachstum beim Magnetron-Sputtern, wodurchkristallographisch gute Schichten bereits bei Raumtempe-ratur abgeschieden werden können. Auch eine Abhängig-keit des spezifischen Widerstandes vom Argon-Sputter-druck, die auf einen Einfluss des Teilchenbeschusses (ge-sputterte Spezies, Argon-Ionen, reflektierte Argon-Atomeund negative Sauerstoffionen) während des Schichtwachs-tums auf die elektrischen Eigenschaften hinweisen könnte,ist nicht erkennbar.

Abbildung 1

Spezifischer Widerstand

(a) und Hall

Beweglichkeit (b) von

dotierten ZnO-Schichten

in Abhängigkeit von der

Substrattemperatur

(RT-Raumtemperatur).

Die ausgefüllten Symbole

kennzeichnen Schichten,

bei denen das Substrat

senkrecht zum Target

angeordnet war.

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spez

. W

ider

stan

d [c

m]

Abb. 1a

Abb. 1b

Tsub [oC]

0 100 200 300 400 500

RT

RT

0 100 200 300 400 500

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Tsub [oC]

Bew

eglic

hkei

t [c

m2 /

Vs]


Trägt man die gemessenen Hall-Beweglichkeiten über derSubstrattemperatur auf (Abb.1b), ist ein Trend zu höherenBeweglichkeiten mit zunehmender Substrattemperatur zusehen, was durch die bessere Kristallinität der gesputtertenSchichten bei höheren Temperaturen erklärt werden kann.Das weist darauf hin, dass auch die Kristallinität der Schich-ten (mechanische Spannungen, Punktdefekte, Versetzung-en) die elektrischen Transporteigenschaften beeinflussen.Die Unabhängigkeit des spezifischen Widerstandes vonsolch wesentlichen externen Parametern wie Substrattem-peratur und Sputterdruck kann jedoch nicht dahingehendinterpretiert werden, dass diese Parameter keinen Einflussausüben. Offensichtlich sind noch andere Parameter derjeweiligen Abscheideexperimente, wie Target-Substrat-Abstand, Typ der verwendeten Sputterquellen (balancier-tes oder unbalanciertes Magnetfeld), Abscheiderate, An-ordnung des Substrates relativ zum Target (parallel odersenkrecht) für die Schichteigenschaften wesentlich. Diese werden jedoch häufig nicht mitgeteilt. Die bei Raum-temperatur gemessenen Beweglichkeiten der hochdotier-ten polykristallinen Zinkoxidschichten liegen im Bereichvon ca. 10 bis 60 cm2/Vs. Die besten bisher gemessenenElektronen-Beweglichkeiten von niedrig dotierten Zinkoxid-Einkristallen liegen dagegen im Bereich um 200 cm2/Vs [2] ,im wesentlichen begrenzt durch die Streuung an polar-optischen Phononen. Für Ladungsträgerkonzentrationen Nd

oberhalb von 1020 cm-3, wie sie für die Anwendung vonZnO-Schichten als transparente Elektroden notwendig sind,wird die Beweglichkeit durch die Streuung an ionisiertenStörstellen dominiert, wie von Bellingham et al. [3] gezeigtwurde. Die Korngrenzenbarrieren in den polykristallinenSchichten sind dagegen bei diesen hohen Elektronenkon-zentrationen so schmal, dass sie durchtunnelt werden unddamit die Beweglichkeit nicht begrenzen. Die in ZnO- aberauch in anderen TCO-Schichten gemessenen Beweglich-11


keiten für Nd>1020 cm-3 sind vergleichbar mit denen in ein-kristallinem Silizium [4] (siehe Abb.2b). Das ist dadurch bedingt, dass sich die Materialparameter,die die Streuung an ionisierten Störstellen bestimmen – Dielektrizitätskonstante εr und effektive Elektronenmassem*- für beide Halbleiter nur wenig unterscheiden (εSi=11.7, εZnO=8.75, m*(Si)=0.337, m*(ZnO)=0.27).

Die von Bellingham et al. [3] angegebene theoretischeGrenze der störstellenbegrenzten Beweglichkeit von ca. 90cm2/Vs wird weder bei den polykristallinen ZnO-Schichten

Abbildung 2

Spezifischer Widerstand

(a) und Hall-

Beweglichkeit (b) von

dotierten ZnO-Schichten

in Abhängigkeit von der

Elektronenkonzentration.

Zum Vergleich sind die

spezifischen Widerstände

(- - -) und

Beweglichkeiten (+) von

phosphordotiertem

Silizium eingetragen. Die

durchgezogenen Linien

sind Fitkurven an die

ZnO-Daten.

12

Ladungsträgerkonzentration [cm-3]

c-ZnO

Si

Si

Ladungsträgerkonzentration [cm-3]

spez

. W

ider

stan

d [c

m]

Be

weg

lichk

eit

[cm

2 /Vs

]

Abb. 2a

Abb. 2b

1019 1020 1021

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1019 1020 1021

100

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4

2

10

6

4

2

1


noch beim hochdotierten einkristallinen Silizium fürNd>1020 cm-3 erreicht. Für Silizium wird für den erneutenAbfall der Beweglichkeit oberhalb von 3.1020 cm-3 derMechanismus der Clusterung von ionisierten Störstellendiskutiert [4]. Er führt zu einer höheren Streuung. DieserStreuprozess, aber auch eine zusätzliche Streuung an neu-tralen Störstellen (elektrisch nicht aktive Dotandenatome),können in Betracht gezogen werden, um die niedrigerenBeweglichkeiten im ZnO zu erklären.

Für polykristalline Zinkoxidschichten existiert eine starkeAbhängigkeit des spezifischen Widerstandes von den struk-turellen Eigenschaften und von den sich bildenden Phasen[5]. So wurden für aluminiumdotierte Zinkoxidschichtendie Phasen ZnO (hexagonal), ZnO (kubisch), ZnO2, Al2O3

und ZnAl2O4 (Gahnit, Zinkspinell) nachgewiesen. Der ge-naue Dotiermechanismus im Zinkoxid – Einbau derDotanden auf Zinkgitterplatz oder Erzeugung von Sauer-stoff-Leerstellen im ZnO-Gitter durch Bildung des Dotan-denoxides ist ebenso wenig geklärt wie die des entspre-chenden Zink-Spinells. Niedrigere spezifische Widerständeals ca. 2.10-4 Ω cm erscheinen möglich, wenn die Beweg-lichkeiten erhöht werden. Dazu muss die elektrischeAktivierung der Dotanden und die Kristallitqualität verbes-sert werden, was durch höhere Substrattemperaturenund/oder durch erhöhte Ionenunterstützung des Wachs-tumsprozesses möglich sein sollte. Für darüber hinausgehende Verbesserungen könnte die Modulationsdotierung[6] geeignet sein.

13


Literatur

[1] R. Cebulla, R. Wendt and K. Ellmer, J. Appl. Phys., 83 (1998) 1087.

[2] D.C. Look, J.W. Hemsky and J.R. Sizelove, Phys. Rev. Lett., 82 (1999) 2552.

[3] J.R. Bellingham, W.A. Phillips and C.J. Adkins, J. Mat. Sci. Lett., 11 (1992) 263.

[4] D.B.M. Klaassen, Solid-State Electr., 35 (1992) 961.[5] K. Ellmer, J. Phys. D: Appl. Phys., 33 (2000) R17.[6] R. Dingle, H.-L. Störmer, A.C. Gossard and W.

Wiegmann, Appl. Phys. Lett., 33 (1978) 665.

14


We have developed a roll to roll process for APCVD of fluorine doped tin oxide (FTO). The TCO is deposited on a temporary superstrate. With this process we preparedTCOs having a wide range of adjustable textures, conductivities and optical properties. The films have beenanalysed by SEM-EDX, TEM, XRD, XPS. For process optimisation and equipment design computational fluiddynamics coupled with the reaction kinetics was used.Results of this work will be presented including a shortoverview of the process.

Erik Middelman, Arthur van der Zijden,Paul Peters, Maurice Besselink,Rutger SchlatmannAkzo Nobel Central

Research, Arnheim

[email protected]

15

Roll to Roll APCVD of FTO forSolar Cells


Optisch transparente Elektroden stellen für viele verschie-dene Anwendungen eine entscheidende funktionelle Kom-ponente dar. Geordnet nach der erforderlichen Leitfähig-keit sind hier nur einige aufgeführt: Transparente elektro-magnetische Abschirmungen, selektive Fenster, Kontaktie-rungen zum Anlegen eines elektrischen Feldes wie bei LCD-Anzeigen, transparente Kontaktschichten zum Ein-bringen eines elektrischen Stromes wie bei elektrochromenElementen oder die Kontaktierung von Photovoltaikele-menten, bei denen eine extrem hohe Leitfähigkeit ge-wünscht wird.Nur bei den Anwendungen als elektromagnetische Abschir-mung und als spektral selektive Fenster kann die Optimie-rung der Beschichtung systemunabhängig erfolgen. Inallen anderen Fällen müssen die Schichteigenschaften –ausgenommen die mechanische Haftung – systemabhän-gig optimiert werden. Dies bezieht sich vor allem auf diespektralen und elektrischen Eigenschaften. Besonders wichtig ist die Systemoptimierung bei Anwen-dungen, in denen elektrochemische Reaktionen eineFunktion darstellen, wie bei elektrochromen Fenstern oderbei Farbstoffsolarzellen. Die Optimierung von Leitfähigkeitund Transparenz, zusammen mit den elektrochemischenGrenzflächeneigenschaften, muss in Verbindung mit Haft-ung und Schichtstruktur erfolgen. Das Ergebnis eines sol-chen Entwicklungsprozesses sind unterschiedliche Schicht-charakteristika für verschiedene Anwendungsfälle. Für vieleElemente ist es unerwünscht, die Proben während oder

W. Graf, V. WittwerFraunhofer Institut für

Solare Energiesysteme ISE

[email protected]

16

Herstellung von großflächigen,niederohmigen ITO-Schichtenohne Temperaturbelastung mitSputterverfahren


nach dem Beschichtungsverfahren zu erhitzen. Dadurchergeben sich anspruchsvolle Bedingungen für die Beschich-tungstechnik, um die entsprechenden Eigenschaften zuerreichen.Am Fraunhofer ISE können die Beschichtungen auf einerSputteranlage mit einer Substratgröße von 0,6 m * 1,1 munter verschiedenen Bedingungen hergestellt werden.Neben der optischen und elektrischen Vermessung könnenauch Systeme elektrochemisch charakterisiert werden.

17


Dünnschichtsolarzellen haben im Vergleich zur Si-Wafer-technologie ein deutlich höheres Potential die Herstellungs-kosten/Peakwatt zu senken. Gegenwärtig dominiert dieWafertechnologie mit etwa 80% den Markt. Für die kom-menden zwei bis vier Jahre wird jedoch mit einem Rück-gang dieses Marktanteils auf 40-50% zugunsten der Dünn-schichtsolarzellen gerechnet. Die in diesen Zellen als trans-parente Elektrode zum Einsatz kommende TCO Schichtkann durch Magnetron-Kathodenzerstäubung (Sputtern) in für die Massenproduktion optimierten In-Line Beschich-tungsanlagen kostengünstig aufgebracht werden. Nebender bereits etablierten DC bzw. HF Sputtertechnologie wirdseit einiger Zeit auch das reaktive Mittelfrequenzsputternevaluiert (z.B. für ZnO:Al).

Durch die Zusammenlegung der Bereiche Display Products(Balzers Process Systems) und Large Area Coatings (LeyboldSystems) hat sich sowohl das Anlagenportfolio als auch diezur Verfügung stehende Prozesstechnik des neu entstande-nen Bereichs stark erweitert. Von Maschinen mit horizonta-lem Substrattransport (z.B. für die Architekturglasbeschich-tung) über vertikale Beschichtungsanlagen für Flachbild-schirmanwendungen (mit oder ohne Substratheizung) bishin zu den Bandanlagen kann je nach Anwendung dasoptimale Maschinenkonzept für die industrielle Abschei-dung von TCO Schichten ausgewählt werden.

Für die Abscheidung von ITO im Display-Bereich kommendie ARISTO- sowie NEW ARISTO-Anlagen zum Einsatz. Bei Substrattemperaturen von bis zu 380°C werden spezifi-

C. Daube, M. RuskeBalzers Process Systems,

Alzenau

[email protected]

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Konzepte für die industrielle Abscheidung von TCO-Schichten


sche Widerstände unter 150 µΩcm bei Schichttransmissio-nen von über 98% (im Maximum) erreicht. Durch Ver-wendung der MoveMag-Technologie beim DC-Magnetronwerden auf ProduktionsanlagenTargetausnutzungen vonmehr als 45% erreicht. Durch Verwendung einer HF-/DC-Überlagerung gelingt es auch für Substrattemperaturenunter 250 °C spezifische Widerstände unter 160 µΩcm zuerreichen. Dieser Prozess wird insbesondere für die TCOBeschichtung temperatursensitiver Substrate eingesetzt.

Die gleiche Anlagen-Technologie ist auch für die Abschei-dung von ZnO:Al geeignet. Unter Verwendung keramischerTargets können bei einer Substrattemperatur von 200 °CSchichten mit 7 Ω Flächenwiderstand bei einem spezifi-schen Widerstand von 400 µΩcm und Transmissionsmaxi-ma von 90% abgeschieden werden. Diese Werte werdenauch bei höheren Target-Leistungsdichten bei einem stabi-len Prozess realisiert.

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Die Herstellung photovoltaischer CTS-Solarmodule stellthohe Anforderungen an die Prozesstechnologie zur Basis-kontakt-Abscheidung. Als Material der leitfähig transparen-ten Basisschicht kommt Indium-Zinn-Oxid (ITO) zum Ein-satz, das großflächig durch reaktives Magnetron-Sputternauf Floatglas abgeschieden wird. Die Herausforderung fürdiesen Beschichtungsprozess besteht darin, stabile Schicht-eigenschaften mit besonders niedrigem spezifischen Wider-stand bei hoher Transmission im sichtbaren Spektralbereichzu gewährleisten. Als Targetmaterial kommen keramischeITO-Platten zum Einsatz. Es werden vergleichende Unter-suchungen zu erzielten ITO-Schichteigenschaften vorge-stellt, die mit einer Einzelmagnetron- und einer Doppel-magnetron-Anordnung abgeschieden wurden. Es konntenniedrigere spezifische Widerstände mit der Doppelmagnet-ron-Anordnung erzielt werden, obwohl kein Plasmaschirmmit einschränkender Aperturblende benutzt wurde.Außerdem zeigte sich, dass mit der Doppelmagnetron-Anordnung im DC/DC mode niedrigere spezifische Wider-stände erreichbar sind als im bipolaren Mittelfrequenz (MF)mode. Bei einer Substrattemperatur von 255°C wurdenITO Schichten mit einem spezifischen Widerstand von 160µΩcm mit der Doppelmagnetron-Anordnung im DC/DCmode hergestellt. Außerdem wurde bei der Doppelkatodedurch Weglassen einer inneren Trennwand eine Erhöhungder dynamischen Beschichtungsrate um 60% gegenüberder Einzelkatode festgestellt. Es wird eine Vertikal-Inline-Produktionsanlage zur großflächigen Herstellung von ITO-Schichten mit Flächenwiderständen R<10Ω vorgestellt, diemit drei Doppelmagnetron-Katoden ausgerüstet ist.

J. Strümpfel, C. May Ardenne Anlagentechnik

GmbH

[email protected]

20

Doppelmagnetron-Anordnung zur Herstellungniederohmiger ITO Schichten


Seit der ersten Publikation über organische Elektrolumines-zenz von C. W. Tang und S. A. Van Slyke wuchs die Anzahlder in diesem Feld tätigen Arbeitsgruppen aus industriellerund universitärer Forschung zwar rasch an, aber auch dieseTechnologie schien sich zunächst aufgrund einer ungenü-genden Stabilität der OLEDs in den Kreis der zum Scheiternverurteilten Technologien einzureihen. Wider Erwartenwurde dann aber doch ein »überraschender Fortschritt inden letzten Jahren« erzielt (Stanford Resources). Nebenwesentlichen Verbesserungen der photonischen Eigen-schaften (>10 lm/W, >25 cd/A, Leuchtdichten (cw @ RT)>105 cd/m2) ist dieser Technologie insbesondere durch dieerhebliche Steigerung der Lebensdauer (>104 h @ 100cd/m2) eine zunehmende Akzeptanz zuzuschreiben. Nachjüngsten Recherchen sind weltweit bereits 55 Unterneh-men in diesem Feld tätig.

Nach kurzer Diskussion des OLED-Funktionsprinzips werdendie technologischen Prozesse zur OLED-Herstellung vorge-stellt. In der konventionellen OLED-Struktur wird die orga-nische Schichtenfolge auf einem TCO-beschichtetenGlassubstrat abgeschieden. Der Präparation der TCO-Anode ist dabei eine zentrale Bedeutung beizumessen, daihre Morphologie und ihre Austrittsarbeit wesentlich dieLeistungsmerkmale und die Lebensdauer bestimmen.Anschließend werden OLED-Anforderungen für den Einsatzin Displays abgeleitet und Konzepte zu deren Präparationvorgestellt.

Wolfgang Kowalsky,Institut für

Hochfrequenztechnik,

Technische Universität

Braunschweig

[email protected]

21

TCO-Schichten in organischenLeuchtdioden und Displays

FVS Workshop 2000

24


Material- und Grenzflächeneigenschaften FVS Workshop 2000

Transparent leitfähige Oxide (TCO's) werden in der Display-und Sensortechnologie aber vor allem auch für Dünn-schicht-solarzellen aus a-Si, CIGS, CdTe und der Farbstoff-Zelle eingesetzt. Für Solarzellen werden die TCO's generellals n-leitendes Kontaktmaterial verwendet. Dagegen wirdIndium-Zinn-Oxid (ITO) in organischen Leuchtdioden(OLED) als Löcherinjektor verwendet (siehe z.B. [1]).Während die erste Anwendung ein möglichst hohes Fermi-niveau (kleine Austrittsarbeit) erfordert, ist bei letzterem eintiefes Ferminiveau (große Austrittsarbeit) wünschenswert.Offensichtlich sind mit TCO's beide, eigentlich widerstre-bende, Anforderungen erfüllbar. Maßgeblich für die Bauelementeigenschaften sind nebenden Volumeneigenschaften wie Leitfähigkeit und optischeTransparenz vor allem auch die Grenzflächeneigenschaften.Die Grenzflächen sind durch die chemischen Wechselwir-kungen bestimmt, die letztendlich den Ladungsübertragüber die Grenzfläche und damit die Barrierenhöhen (Band-anpassung, Grenzflächendipol) vorgeben. Zur Bestimmungdieser Grenzflächeneigenschaften eignet sich in erster Liniedie Kombination von UHV-Präparation und Oberflächen-analytik. Die in-situ Charakterisierung von schrittweise auf-gebauten Grenzflächen, vorwiegend mit Photoemission,erlaubt die detaillierte Charakterisierung der morphologi-schen und elektronischen Eigenschaften. Photoemissionsmessungen an reaktiv aufgedampften In2O3

Schichten zeigen ein irritierendes Ergebnis: Die Lage desFerminiveaus an der Oberfläche liegt deutlich unterhalbder erwarteten Lage des Leitungsbandes, also innerhalb derBandlücke [2,3]. Dieses Ergebnis scheint im Widerspruchzur generellen Annahme zu sein, dass bei den TCO's das

Andreas KleinTechnische Universität

Darmstadt, Fachbereich

Materialwissenschaft,

Fachgebiet

Oberflächenforschung

[email protected]

TCO-Grenzflächen inHalbleiterbauelementen

25

FVS Workshop 2000Material- und Grenzflächeneigenschaften

Ferminiveau oberhalb der Leitungsbandkante liegt, was ausden hohen freien Ladungsträgerkonzentrationen und demBurstein-Moss Effekt geschlossen werden kann [4].

Die Messungen, die mit anderen Photoemissionsmessun-gen an In2O3 und ITO übereinstimmen [5-7], lassen sichnur verstehen, wenn eine Bandverbiegung zur Oberflächean-genommen wird. Im Gegensatz zu elektrischen undoptischen Messungen misst die Photoemission nur sehrnah an der Oberfläche. Die In2O3 Oberfläche zeigt dabeieine große Austrittsarbeit, während die elektrischen undoptischen Eigenschaften der Schicht vorwiegend durch dieLage des Ferminiveaus im Innern bestimmt werden. Der inAbb.1c gezeigte Verlauf des Ferminiveaus quer durch einKorn einer polykristallinen In2O3 Schicht basiert auf derVermutung, dass die Bandverbiegung nicht nur an derOberfläche, sondern auch an den inneren Grenzflächen(Korngrenzen) auftritt. Aus einem derartigen Modell wür-den sich erhebliche Konsequenzen für die Optimierung derMaterialeigenschaften von In2O3 bzw. ITO ergeben, danicht mehr nur die Volumen-, sondern auch die Oberflä-cheneigenschaften als Ganzes optimiert werden müssen. 26

Abbildung 1

a) UP-Spektrum einer

durch reaktive

Verdampfung von In

abgeschiedene In2O3

Schicht.

b) aus a) bestimmtes

Energiebanddiagramm

der In2O3 Oberfläche.

c) angenommener Verlauf

der Bandkanten quer

durch ein Korn in poly-

kristallinem In2O3.

Bindungsenergie [eV]20 15 10 5 0

a) b) c)

:3

χ=3.5 eV φ=4.3 eV

EVak

ECB

Oberflächen

Volumen

optical,electrical

ELB

EF

EF

EVB

UPS25 Å

EVB

3.6 eV 2.8 eV

Inte

nsitä

t

φ=4.

3 eV

VBM

=2.8

eV


Durch eine Variation der Anregungsenergie für die Photo-emission am Synchrotron kann die Informationstiefe derMessung auf Werte gesteigert werden, die der Breite derRaumladungszone für Dotierungen mit n=1020cm-3 entspre-chen. In derartigen Messungen wurde jedoch kein Hinweisauf eine Oberflächenbandverbiegung gefunden. Man mussdaher davon ausgehen, dass die Raumladungszone an derOberfläche sehr viel weiter ausgedehnt ist. Dies ist aber nurmöglich, wenn die Dotierung an der Oberfläche von derim Inneren abweicht, was z.B. durch Abweichungen in derStöchiometrie verursacht werden kann. Die Unsicherheit im Verlauf des Ferminiveaus in In2O3

überträgt sich auch auf die Bestimmung der Energieband-Diagramme von Grenzflächen. Als Beispiel sei hier dieGrenzfläche In2O3/InSe erwähnt [3]. InSe ist ein Schicht-gitterhalbleiter mit einer chemischen inerten Oberfläche.Die Photoemissionsmessungen zeigen eine nicht reaktiveGrenzfläche und ein ausgeprägtes Inselwachstum der In2O3

Schicht.

Abbildung 2

a) Kristallstruktur von

InSe, b) Morphologie und

c) Energiebanddiagramm

der In2O3/InSe

Grenzfläche.

27

a) van der Waals surface InSe In2O3

δ=-0.55

χ=4.55

χ=3.7

φ=5.1

∆EC=0.29

∆EV=2.05 Eg=3.6

φ=4.3

In

EVAC

EC

EVEF

Se

InSe

In2O3b)

c)


In der Bandanpassung fällt der vergleichsweise großeGrenzflächendipol auf. Dessen Richtung verschiebt dieBänder des In2O3 relativ zu denen des InSe nach unten.Interessant ist in diesem Zusammenhang, dass InSe wegenseiner chemisch inerten Oberfläche Ähnlichkeit mit organi-schen Substanzen aufweist. Die Grenzflächendipole an derartigen Grenzflächen scheinen also einen wesentlichen Beitrag zur Eignung von ITO als p-Kontaktmaterial beiorganischen Leuchtdioden zu liefern. Die Ursache desGrenzflächendipols muss in einer Dipolschicht liegen,deren negatives Ende zum InSe zeigt. Eine möglicheUrsache dieses Dipols könnte die Sauerstoffterminierungdes In2O3 an der Grenzfläche sein. Aufgrund der polarenO-In Bindung würde ein positiver Dipolsprung (Vergrö-ßerung der Austrittsarbeit) an der Oberfläche des In2O3

resultieren.Ein anderes Verhalten zeigt sich an Grenzflächen zuHalbleitern, deren Oberflächen nicht abgesättigte chemi-sche Bindungen aufweisen wie die (110)-Spaltfläche von GaAs. Diese Oberfläche ist nicht polar und enthält abwechselnd Ga und As mit je einer nicht abgesättigtenBindung (Abb. 3a).

Die Photoemissionsmessungen an In2O3/GaAs(110) - undIn2O3/InP(110) -Grenzflächen zeigen ein lagenartigesWachstum der Schichten. Für geringe Schichtdicken wei-chen die Valenzbandspektren von denen der dicken Schichtab. Insbesondere zeigen sich Emissionen im Bereich der

Abbildung 3

a) Struktur der GaAs

(110)-Oberfläche.

b) angenommene

Nukleation von In2O3 auf

GaAs(110).

28

a)

As

In

O

Ga

b)


Bandlücke des In2O3, die auch bei mit Sauerstoffmangelhergestellten Schichten auftreten [2]. Offensichtlich existie-ren in der Bandlücke des In2O3 Defektzustände, die auf In4sp-Hybridzustände zurückgeführt werden können. Ausdem Verlauf der Bindungsenergien mit zunehmenderSchichtdicke kann ein Energiebanddiagramm bestimmtwerden (Abb. 3c).

Die Beobachtungen lassen sich durch ein Modell erklären,das auf der Fortsetzung der kristallografischen Struktur desSubstrats durch die aufwachsende Schicht beruht (Abb. 3b).Für dieses pseudomorphe Wachstum sind chemischeBindungen von In zu As und von O zu Ga notwendig. Diepseudomorphe Struktur der initiellen Schicht mit nominel-ler InO-Stöchiometrie und der formalen Oxidationsstufe +2des In wird durch den Verlauf der Intensitäten sowie durchweitere Untersuchungen zur Nukleation und zur Oxidationder Oberfläche bestätigt. Die geringe Größe des Grenzflä-chendipols lässt ebenfalls auf eine Ausrichtung der In-OBindungen parallel zur Grenzfläche, wie in Abb. 3b erkenn-bar, schließen. Weiterhin ergibt sich daraus ein klarer

Abbildung 3

c) Energiebanddiagramm

der In2O3/GaAs(110)-

Grenzfläche.

29

c)δ=-0.1 eV

EVac

ELB 0.7 eV

1.4 eV

2.7 eV

3.5 eV

3.6 eV

0.65 eV

GaAs InO In2O3

defectstates

EF

??

EVB


Hinweis auf die Existenz von Defektzuständen in derBandlücke. Neben den hier beschriebenen Ergebnissen gibt es in derLiteratur nahezu keine Untersuchungen zur elektronischenStruktur von Grenzflächen mit transparent leitendenOxiden. Die an epitaktischen Grenzflächen von Element-,III-V-, oder II-VI-Halbleitern gewonnenen, grundlegendenErkenntnisse zur Kontaktbildung lassen sich nur teilweiseauf TCO-Grenzflächen übertragen, da die TCO's zum Teilwesentlich kompliziertere Kristallstrukturen und eine starkunterschiedliche Defektchemie aufweisen. Um zu einemklaren Verständnis der wesentlichen Prozesse an TCO-Grenzflächen zu gelangen, sind systematische Untersuch-ungen verschiedener Grenzflächen unabdingbar.

Literatur

[1] H. Ishii, K. Sugiyama, D. Yoshimura, E. Ito, Y. Ouchi und K. Seki, IEEE Journal of Selected Topics in Quantum Electronics 4 (1998), 24.

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[7] K. Sugiyama, H. Ishii, Y. Ouchi, and K. Seki, J. Appl. Phys. 87 (2000), 295. 30


In dieser Arbeit werden Untersuchungen der Leitungs-mechanismen zur Optimierung der elektrischen Eigen-schaften von reaktiv gesputterten ZnO:Al-Schichtsystemenvorgestellt. Für dieses Material wurde am Fraunhofer ISTdurch reaktives MF-Magnetronsputtern (Leybold Twin-MagTM) bisher ein minimaler spezifischer Widerstand von2,9 x 10-4 Ωcm erreicht. Diese Ergebnisse wurden bei einerSubstrattemperatur von 200°C im instabilen Übergangsbe-reich der Magnetronentladung (Transition Mode) erzielt.Hall-Messungen und chemische Untersuchungen mittelsEPMA und SIMS zeigen, dass derartige Proben eine homo-gene Dotantenkonzentration von cAl = 2,2 at.% aufweisen,wobei die Ladungsträgerkonzentration ne = 8,5 x 1020 cm-3

beträgt. Ausgehend von der theoretischen Dichte ent-spricht dies einer Dotierungseffizienz von nur ηDot ≈50 %im Unterschied zur ηDot ≈100 %, die für hochwertige ITO-Schichtsysteme erreicht wird. Für das System ZnO:Al wirddie Dotierungseffizienz in erster Linie durch den Einbau vonAl2O3 bestimmt. Dies hat (i) die Begrenzung der Ladungs-trägerkonzentration auf ne < 1 x 1021 cm-3 und (ii) dasAusbilden von neutralen Störstellen zur Folge, welche dieLadungsträgerbeweglichkeit begrenzen. Es werden einigeResultate und Konzepte vorgestellt, die zu einer weiterenVerbesserung der elektrischen Eigenschaften dieses Schicht-systems beitragen können.

B. SzyszkaFraunhofer Institut für

Schicht- und

Oberflächentechnik IST,

Braunschweig

[email protected]

31

Untersuchungen derLeitungsmechanismen in reaktiv gesputterten TCO-Schichtsystemen


ITO films have been prepared on unheated substrates andat 450°C by DC-magnetron sputtering of an oxidic targetunder various oxygen fluxes. The density of the films is correlated with their optical (index of refraction) and electrical (mobility and carrier density) properties. Undercertain growth conditions the density of the films and thelattice constant are higher than that of an ideal crystal. The crystallographic texture changes with increasing oxy-gen pressure during deposition, from random to (222)dominant at low temperatures and from random to (400)at high temperatures. The mobility is correlated with the texture of the films.

The same parameters are evaluated for ITO films preparedby RF-diode sputtering. The results are compared and atentative growth model is presented.

Optimized ITO films have then been used to produce capa-citors ITO/TiO2/ITO in order to investigate the growth ofoxidic films on one another.

aD. Mergel, bM. Gersdorff, cM. Ghebre, dM. Sulkowski, eM. Schenkela,b,c,e Universität GH Essen,

Fachbereich Physik, WG

Thin Film Technology,

Essen, GermanydUniversität GH Essen,

Fachgebiet UmweltanalytikaCorresponding author:

Prof. Dr. D. Mergel,

Universität GH Essen

[email protected]

32

Korrelation der Dichte mit denstrukturellen, elektrischen undoptischen Eigenschaften vonITO Filmen, hergestellt mit DC-Magnetron und RF-DiodenSputtern


Mit oberflächensensitiven Spektroskopien wurden in situabgeschiedene ZnO Schichten untersucht. Für Schichten,die mit dem gängigen Magnetronsputterverfahren herge-stellt wurden, wird auf H-terminiertem Si eine durchmisch-te reaktive Grenzfläche gefunden, in der ein Si-Oxid undunterstöchiometrisches ZnO nachgewiesen wird. FürMOMBE Schichten ist die Grenzfläche dagegen abrupt und zeigt keine Oxidation des Si.

C. Pettenkofer, U. MeierHahn Meitner Institut

AG SE6, Berlin

[email protected]

33

Vergleich der Grenzflächen-eigenschaften TCO/Si vongesputterten und MOMBEabgeschiedenen Schichten


Einleitung

Unter den leitfähigen transparenten Oxiden (TCO's) hatsich Al-dotiertes ZnO in vielen Anwendungen etabliert. DerWunsch nach optimalen TCO-Eigenschaften erfordert einvertieftes Verständnis der Wechselwirkung von elektrischen,optischen und chemisch-strukturellen Eigenschaften dün-ner TCO-Filme. Mikroskopisch sind die optischen und elek-trischen Parameter über die Maxwell'schen Gleichungenmiteinander verknüpft. Nimmt man in erster Näherung nurfreie Ladungsträgerabsorption an, so korreliert das "TCO-Optimum" (Figure of merit) mit einer (möglichst großen)Beweglichkeit der Ladungsträger bzw. mit einer (möglichstkleinen) effektiven Masse [1,2]. Die makroskopische Struk-tur der Filme bleibt hierbei unberücksichtigt. ZnO ist ein Halbleiter mit einer Bandlücke von 3.4 eV undkristallisiert in der hexagonalen Wurtzit-Struktur. Als dünneSchicht liegt ZnO polykristallin vor. Die n-Leitung wird vor-rangig mit Sauerstoffvakanzen, weniger mit Zn auf Zwi-schengitterplatz in Verbindung gebracht. Eine Erhöhungund Stabilisierung der Leitfähigkeit erreicht man üblicher-weise durch Dotierung mit B, Al, Ga, In – Donatoren, dieauf Zn-Gitterplatz eingebaut werden. Ziel dieser Arbeit ist es, die Frage der strukturell/morpholo-gischen Änderungen in der Schicht bei Al-Dotierung zuuntersuchen.

F.Fenske, A.Schöpke,B.Selle, I.SieberHahn-Meitner-Institut

Berlin,

Abt. Silizium-Photovoltaik

[email protected]

34

Einfluss der Al-Konzentrationauf das Wachstum reaktivgesputterter ZnO-Schichten


Experiment

Die Schichten wurden durch reaktive dc Kosputterdeposi-tion von metallischen Zn- und Al-Targets in Ar/O2-Atmos-phäre erzeugt. Die Schichtkomposition kann durch Einstel-lung der Entladungsleistung der beiden konfokal angeord-neten Magnetronquellen kontinuierlich variiert werden. Indieser Arbeit wurde die Entladungsleistung der Zn-QuellePZn konstant bei 100 W gehalten und die der Al-Quelle PAl

zwischen 0 und 200 W geändert. Die Arbeitsatmosphäre istbestimmt durch einen konstanten Totaldruck von 6*10-3

mbar bei veränderlichem O2-Massenfluss f(O2). Dabeiwurde die Saugrate der Kryo-Pumpe nicht reduziert, sodass unerwünschte Instabilitäten (Hysterese-Effekt des O2-Partialdruckes /3/) vermieden werden. Die Deposition er-folgte auf ungeheiztes Substrat (Si-Wafer) ohne Bias übereine konstante Zeit. REM-Bilder an Bruchkanten geben Aufschluss über dieMorphologie der Schichten. Die Schichtkomposition wurdemit RBS-Messungen bestimmt. Eine atomar-chemischePhasenseparation über der Schichtdicke erfolgte mit AESund der Hauptkomponentenanalyse mit einer Ortsauflö-sung von mehreren 10 µm [4].

Ergebnisse

Die unterschiedliche Reaktivität der Metalle Zn und Al mitO2 bewirkt, dass beim Sputterprozess die Variation von PAl

und f(O2) zu stark nichtlinearen Abhängigkeiten der Para-meter Wachstumsrate und Aluminium-Gehalt CAl führt [5].Abb. 1 zeigt die in die Schichten eingebaute mittlere Al-Konzentration im Parameterfeld der O2-Flussrate und derEntladungsleistung am Al-Target. Das aus RBS ermittelteTiefenprofil von CAl ist konstant. Die in dem Parameterfelderreichten Al-Konzentrationen der Schichten liegen im 35


Bereich von 0...16 at%. REM-Aufnahmen an der Bruch-kante lassen erkennen, dass sich entlang der Parameter-achsen PAl und f(O2) die Schichtmorphologie signifikantändert. Eine schematische Darstellung eines morphologi-schen (Phasen)-Diagramms ist in Abb. 2 gegeben.

Abbildung 1

Al-Gehalt der Schicht in

Abhängigkeit der

Depositionsparameter PAl

und f (O2).

Abbildung 2

Struktur-Zonenmodell

von Al-dotierten ZnO-

Schichten.

36

Zone 2

Zone 1

TCO oxidischf(O2)

metallisch

.5..6 at%

Zone 3Al-G

ehal

t

Zone 4


Es gibt einen ausgewiesenen Bereich, in dem ein texturier-tes kolumnares Wachstum stattfindet (Zone 1). Bei niedri-gen und bei hohen f(O2) sowie bei hohen PAl ist ein unge-ordnetes polykristallines Gefüge zu beobachten (Zone 2).Dies lässt die Vermutung aufkommen, dass sowohl eine Zu-nahme von metallischen als auch oxidischen Anteilen inder Schicht die Morphologie in Richtung eines ungeordne-ten Wachstums beeinflusst. Obwohl AES- wie auch XPS-Messungen gleichermaßen zurchemischen Phasenanalyse geeignet sind, werden die ana-lytischen Grenzen durch die Nachweisempfindlichkeit unddurch die Ortsauflösung festgelegt. Bei der Analytik dünnerpolykristalliner Schichten stößt man sehr schnell an dieseGrenzen. Die durchgeführten AES-Tiefenprofilmessungenmit Hilfe der Hauptkomponentenanalyse PCA geben An-haltspunkte über das Vorhandensein und die Verteilung derElemente Zn, Al, O sowie ihrer chemischen Bindungenuntereinander. Dabei zeigt sich, dass das Al für eine ZnO:Al4.4%-Schicht, deponiert bei f(O2)=16 sccm (Zone 1),überwiegend in einer Bindung vom Typ Al2O3 eingebautist. Eine mögliche Koordination zwischen Al und O, dieeinem substitutionellen Einbau auf Zn-Platz entsprechenwürde, wird bei Al-Donatorkonzentrationen ≤ 1021 cm-3

(d.h. ≤ 2%) von der Hauptkomponentenanalyse offenbarnicht detektiert. Sehr wahrscheinlich sind dafür nahezugleiche Linienformen dieser beiden Al-Bindungskonfigura-tionen sowie eine gleiche Tiefenverteilung verantwortlich.In Abb. 3 ist die Phasenverteilung über der Schichtdickedargestellt. Die Messungen ergeben keine räumlichen In-homogenitäten der Verteilung. Das ist aufgrund der gerin-gen Ortsauflösung der Sonde und der Schichtstruktur auchnicht zu erwarten. In Zone 3 können Schichten mit mehrmetallischem Charakter (f(O2) gering) und/oder hohem Al-Gehalt (Zone 2) nachgewiesen werden – zusätzlich zu denoxidischen Phasen auch metallisches Zn. 37


Die höhere Affinität des Sauerstoffs zum Al im Vergleichzum Zn führt bei Depositionen mit geringen bis mittlerenf(O2) und hoher Verlustleistung PAl zu nichtoxidierten,metallischen Zink-Einschlüssen.

Schlussfolgerungen

Die Untersuchungen zeigen eine charakteristische Abhän-gigkeit der strukturell/morphologischen Schichteigenschaf-ten von den Depositionsparametern. Ein Vergleich mitUntersuchungen zu elektro-optischen Schichteigenschaftenführt zu der Erkenntnis, dass optimale TCO-Eigenschaftenmit Zone 1 Schichten erreicht werden [6]. Diese polykri-stallinen Schichten haben einen maximalen Volumenanteilvon Kristalliten mit hexagonaler Wurtzit-Struktur, in demsich der Dotand Aluminium effektiv auf Gitterplatz einbau-en kann. Entspricht das "Angebot" der Komponenten (Zn,O, Al) bei der Deposition nicht der Stöchiometrie, so wirddas kristalline Gefüge des hexagonalen ZnO gestört und eskommt zu metallischen und oxidischen Ausscheidungen.

Abbildung 3

Chemische

Phasenanalyse einer

ZnO:Al4.4%-Schicht

(f(O2) = 16 sccm).

38

ZnO

Schichtnormale / rel. Einheiten

Mol

enbr

uch

1.0

0.9

0.8

0.7

0.6

0.5

0.4

0.3

0.2

0.1

0.0

Si

Al2O3


Ein gewisses "Überangebot" an Al scheint erforderlich. Dasüberschüssige Al lagert sich an den Korngrenzen in Formeines Oxids an. Den Ladungsträgertransport beeinträchti-gen diese Korngrenzen offensichtlich nicht. Dies zeigtenoptische Messungen zur Driftbeweglichkeit µdc und zurBeweglichkeit µac [7]. Die Beweglichkeit wird durch intra-Korn Streumechanismen bestimmt. Dazu zählen unsererMeinung nach vorrangig Streuung an ionisierten Störstel-len und an Defekten.

Literatur

[1] T.S. Moss, G.J. Burrell, B. Ellis, "Semiconductor optoelectronics", London, Butterworth, 1973.

[2] T.J. Coutts, X. Wu, W.P. Mulligan, MRS Symp. Proc. Vol. 426 (1996) 479.

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[7] S. Brehme, F. Fenske, W. Fuhs et al., Thin Solid Films 342 (1999) 167.

Durch den Einsatz qualitativ hochwertiger, texturierter39


TCO-Schichten in Dünnschichtsolarzellen kann ihr Wirk-ungsgrad weiter verbessert werden [1,2,3]. Neben einerhohen Leitfähigkeit und optischen Transparenz ist zurOptimierung der Lichteinkopplung – und damit des Kurz-schlussstroms – eine sorgfältige Kontrolle der Oberflächen-morphologie der TCO-Schichten notwendig.Das nasschemische Ätzen glatter, optisch und elektrischoptimierter ZnO:Al-Schichten bietet die Möglichkeit, dieSchichtoberfläche nahezu ohne negativen Einfluss auf dieopto-elektrischen Eigenschaften aufzurauen. Die so erzeug-te Oberflächenmorphologie hängt wesentlich von der sichaus den Abscheideparametern ergebenden Schichtstrukturder Ausgangsschicht sowie den Ätzparametern ab [4,5,6]und kann den Erfordernissen verschiedener Solarzellen-typen (a-Si, uc-Si, pin und nip-Struktur) angepasst werden[7,8]. Die Zusammenhänge zwischen Abscheideparame-tern, strukturellen Eigenschaften der Ausgangsschichtenund dem Ergebnis des Ätzvorgangs wurden umfassenduntersucht und werden hier vorgestellt.

O. Kluth, G. Schöpe, H. Siekmann, B. Rechund H. WagnerInstitut für Schicht und

Ionentechnik

Forschungszentrum Jülich

GmbH

[email protected]

Abbildung 1

HRSEM Bruchkanten-

Aufnahme einer

rf-gesputterten ZnO:

Al-Schicht (a) vor dem

Ätzen, (b) nach dem

Ätzen in 0,5 % HCl.

40

Herstellung texturierterZinkoxidfilme durch nasschemisches Ätzen

Abb. 1a Abb. 1b


Literatur

[1] A. Catalano et al., AIP Conference Proceedings 286, (1992), 58

[2] L. Yang et al., Mat. Res. Soc. Symp. Proc. 420, (1996), 839

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[6] O. Kluth , B. Rech, L. Houben, S. Wieder, G. Schöpe, C. Beneking, H. Wagner, A. Löffl, H.W. Schock, Thin Solid Films 351, (1999), 247-253

[7] B. Rech, S. Wieder, C. Beneking, A. Löffl, O. Kluth, W. Reetz and H. Wagner, Proc. 26th IEEE-Photovoltaic Specialists Conference, Anaheim (1997), 619

[8] O. Kluth, O. Vetterl, R. Carius, F. Finger, S. Wieder, B. Rech, H. WagnerMRS Spring Meeting, San Francisco (1999), im Druck

41

FVS Workshop 2000

44


TCO-Filme in BauelementenFVS Workshop 2000

Solarzellen auf der Basis von Cu(In,Ga)(Se,S)2 Dünnschich-ten (CIS-Solarzellen) sind eine mittel- bis langfristige Optionzur Realisierung kostengünstiger Photovoltaikmodule. Sievereinen kostengünstige Dünnschichttechniken mit Wirk-ungsgraden, die mit denen kristalliner Zellen vergleichbarsind. So wurden im Labor Wirkungsgrade nahe 19% er-reicht, Module zeigen je nach Größe 12 bis nahe 15%.Üblicherweise werden diese Solarzellen als Heterostruktu-ren in Substratkonfiguration aufgebaut, d.h. die transpa-rent leitfähigen Oxiden (TCO) werden als Frontelektrodeam Ende des Herstellungsprozesses aufgebracht. Die TCOSchicht ist daher ein integraler Bestandteil der Halbleiter-struktur der Solarzelle und des gesamten Herstellungspro-zesses. Daher muss die Schicht in vielerlei Hinsicht opti-miert werden. Es ist erforderlich, die Beschichtungsprozessean die besonderen Anforderungen bezüglich optimalerHalbleiterstruktur und kostengünstiger Herstellung anzu-passen. In der konventionellen Struktur der Zellen wirdzwischen der p-leitenden Absorberschicht und dem n-lei-tenden TCO als Frontkontakt eine Pufferschicht aufge-bracht. Bild 1 zeigt den schematischen Aufbau und dasEnergie-Bändermodell der CIS Solarzelle.

H. W. SchockUniversität Stuttgart,

Institut für Physikalische

Elektronik

[email protected]

Bild 1

Schematische Darstellung

des Aufbaus einer CIS

Solarzelle und das zuge-

hörige Energie-

Bändermodell.

TCO in CIS Solarzellen

45 Schematischer Aufbau

2µm

ZnOCdSCIGScontactglass

ZnO / CdS / CuInSe2

Ec

Ev

p=n

2.4 eV

1.04 eV

3.3 eV

EF

Bändermodell

FVS Workshop 2000TCO-Filme in Bauelementen

Die besten Wirkungsgrade und das größte Prozessfensterwird mit einer chemisch abgeschiedenen Kadmiumsulfid-schicht in Verbindung mit einer, durch Hochfrequenz-Sputtern von einem keramischen ZnO:Al Target erzeugtenZnO-Schicht erreicht. Zwischen der Pufferschicht und derleitfähigen Frontelektrode dient eine undotierte ZnOSchicht zur weiteren elektronischen Anpassung. Prozess-temperaturen über 200oC für die Abscheidung der TCOSchicht sollten vermieden werden. Dies schränkt zumBeispiel die Anwendung reaktiver Prozesse ein, bei denenhohe Substrattemperaturen erforderlich sind. Zur Verein-fachung des gesamten Herstellprozesses wäre es wün-schenswert, die leitfähige Frontelektrode direkt auf die Ab-sorberoberfläche abzuscheiden. Entsprechend den Eigen-schaften der verwendeten Halbleiter sollte dies prinzipiellmöglich sein, erfordert aber die Anpassung der TCOAbscheidung an die Erfordernisse der Realisierung effizien-ter Heterostrukturen. Die Position der Energiebänder an derHeterogrenzfläche zwischen Absorber und Fensterschichthängt sehr empfindlich von der Dichte der Grenzflächen-zustände bzw. Defekte ab, die während der Abscheidungder Fensterschicht entstehen. CIS hat die vorteilhafteEigenschaft, intrinsisch durch Rekonstruktion der Oberflä-che eine n-leitende Oberfläche zu bilden. ChemischeReaktionen beeinflussen jedoch die Eigenschaften derGrenzfläche des Heteroübergangs und damit die photovol-taischen Eigenschaften nachhaltig. Die Wechselwirkung derAbscheideprozesse für den Heteroübergang mit derAbsorberschicht sind in Bild 2 zusammengefasst.

Wechselwirkungen mit O-Radikalen aus dem Abscheide-prozess des TCO führen zu unerwünschten Reaktionspro-dukten, wie z.B. der Bildung von elementarem Se. Nur eindetailliertes Verständnis der elektronischen und chemischen Eigenschaften der Heterostruktur ermöglicht gezielte 46


Prozessmodifikationen. Sanfte Abscheideprozesse wie z.B.Atomic Layer CVD und eine gezielte Einstellung der Pro-zessatmosphäre, sowie die Vorbehandlung der Oberflächeder Absorberschicht sind Möglichkeiten zur Kontrolle derGrenzflächeneigenschaften. Allerdings sollte die Kompa-tibilität der Prozesse bezüglich des Herstellungsablaufsgewährleistet sein, insbesondere für die Realisierung einerinline Modulherstellung mit hohem Durchsatz.

Bild 2

Wechselwirkung des TCO

Abscheideprozesses mit

den Schichten der CIGS

Solarzelle.

47

TCO

CVD PlasmaCVD: Chemical Vapour DepositionSP: Sputtern

CBD: Chemical Bath Deposition –TauchprozeßMOCVD: Metal Organic ChemicalVapour DepositionPVD: Physical Vapour Deposition

GasblaseCBD-Lösung

Zwischenschicht

Cu(In,Ga)Se2

Reaktion mit OberflächeVorbehandlung Reinigung


Die Anwendung von texturierten TCO‘s für amorphe undmikrokristalline (µc-Si:H) Solarzellen ist eine effektiveMethode um die Absorption zu verbessern. Im Vergleich zu kristallinen Silizium Wafer-Solarzellen zeigen die derzeitbesten µc-Si:H Solarzellen bei noch elektronisch akzeptab-ler Dicke einen Verlust von über 20% im Kurzschlussstromaufgrund unzureichender Lichtausbeute. Um die Lichtaus-beute zu steigern, muss die Möglichkeit für Vielfachreflex-ion innerhalb der Struktur verbessert werden. Der quantita-tive Zusammenhang zwischen Struktureigenschaften, z.B.Strukturgröße und dem Streuprozess ist nicht hinreichendbekannt. In diesem Workshop-Beitrag sollen die Anwend-barkeit von bekannten Streutheorien verifiziert werden undein funktionaler Zusammenhang basierend auf verschiede-nen experimentellen und theoretischen Untersuchungenhergestellt werden.

Wir untersuchten die optischen Eigenschaften von kom-merziell erhältlichen rauen TCO's (AsahiU, BTU, AFG, LOF,TEC8) und rf-Magnetron gesputterten, chemisch texturier-ten ZnO:Al-Schichten mit unterschiedlichen Oberflächen-topographien. Die Rauigkeit der ZnO:Al Schichten wurdedurch unterschiedliche Ätzzeiten eingestellt. Wellenlängen-abhängige, winkelaufgelöste Streumessungen (ARS),Reflexions–/ Transmissionsmessungen und Atomkraftmikro-skopie (AFM) waren die experimentellen Methoden, umden Effekt von strukturierten Schichten auf die Solarzellenzu untersuchen. Strukturparameter, die oft herangezogen werden umLichtstreuung in Solarzellen zu beschreiben, sind der Haze(Verhältnis von diffuser zu totaler Lichtintensität), die

H. Stiebig, T. Brammer,O. Kluth, T. Repmann,N. Senoussaoui, H. WagnerInstitut für Photovoltaik

(IPV), Forschungszentrum

Jülich GmbH

[email protected]

48

Lichteinfang in Silizium-Dünnschichtsolarzellen


Korrelationslänge acorr (laterale charakteristische Größe),und die rms-Rauigkeit δrms des Substrats. Für die untersuch-ten Substrate lag δrms zwischen 35 und 150nm und acorr

zwischen 300 und 1000nm. Die Kombination der verschie-denen Charakterisierungsmethoden inklusive der numeri-schen Simulation erlaubte die Untersuchung dieser undanderer charakteristischer Streuparameter. Messungen derdiffusen Reflexion verschiedener Materialien bei unter-schiedlichen Schichtdicken und Wellenlängen (λ) zeigtenverschiedene funktionelle Zusammenhänge.

Während für 0.035<δrms/λ<0.2 die gemessene diffuseReflexion auf rauem Silber, TCO’s und auf dickem intrinsi-schen amorphem Silizium durch die Theorie für idealeLeiter beschrieben werden kann (HazeR=1-exp(4πδrms/λ)2),wurde ein kleinerer Exponent für größere Werte von δrms/λgefunden. Für andere Vielschichtsysteme, z.B. dünne p-dotierte Schichten auf rauem TCO, wurden Exponenten inder Haze Funktion von bis zu drei bestimmt. Dies bedeutet,dass verschiedene Streumechanismen in Abhängigkeit vonδrms/λ die Haze Funktion bestimmen.

Quanteneffizienzen (QE) von µc-Si:H nip und pin Solarzel-len, die auf unterschiedlich lange geätzten ZnO:AlSchichten abgeschieden wurden, reflektieren nicht ihrejeweiligen Haze Funktionen. Numerisch optische Simulatio-nen zeigten ein ähnliches Resultat: Der Gewinn im rotenSpektralbereich konvergiert relativ schnell gegen einenoberen Grenzwert. ARS Messungen zeigten, dass der zu-nehmende Haze mit ansteigender Rauigkeit δrms in ersterLinie durch eine Zunahme der Streuung in kleine Winkel-bereiche zustande kommt. Dies ist ein weiteres Indiz fürdas Vorhandensein verschiedener Streumechanismen. Als Konsequenz daraus ergibt sich, dass die Verlängerungdes effektiven Lichtwegs und die Wahrscheinlichkeit für49


Totalreflexion geringfügig ansteigt. Die verschiedenen Haze(δrms/λ) – Messungen zeigten die Ungültigkeit von einfa-chen Transmissions – und Reflexionskoeffizienten in demfür Solarzellen relevanten Bereich.

50

"Schwarze" Solarzellen und Module werden für höherenWirkungsgrad und ästhetisches Aussehen in vielen Anwen-dungen verlangt. Um schwarzes oder graues Aussehen zuerreichen, werden zwei Wege in der Literatur beschrieben,die beide texturierte Oberflächen beinhalten. Der erstebesteht aus einer Texturierung des Siliziums, der andereaus einer texturierten dielektrischen Schicht (TDC, TexturedDielectric Coating), die auf die fertige untexturierte Zelleaufgebracht wird [1,2]. Während monokristalline Wafer miteinem alkalischen Ätzen von Pyramiden texturiert werdenkönnen, ist die Texturierung multikristallinen Siliziumsschwerer zu erreichen und Gegenstand laufender Forsch-ung. Dies bietet die Motivation, den bis dato weniger ver-folgten, zweiten Weg eingehender zu untersuchen.Um das TDC Konzept zu realisieren wurden in früherenStudien, CVD Beschichtungen wie Diamant, TiO2 oder ZnOdirekt auf Siliziumwafer oder auf Solarzellen mit TiO2 ARCaufgebracht [1,2]. Um den optischen Vorteil zu nutzen, istes notwendig, die Zellen zu verkapseln [2]. Inhalt dieserArbeit ist die Anwendung gesputterter ZnO-Schichten aufmultikristallinen Siliziumwafern und Solarzellen, die bereitsmit einer PECVD SiN Antireflexionsschicht versehen sind.Abhängig von der Schichtmorphologie, die von denDepositionsbedingungen bestimmt wird, können gesput-terte ZnO-Schichten durch einen nasschemischen Ätzschrittin verdünnter HCl nach der Deposition kontrolliert textu-riert werden [3]. Diese Methode erlaubt es, die optischenEigenschaften in einem weiten Bereich einzustellen. Durch


C. Beneking, W.A. NositschkaInstitut für

Halbleitertechnologie II

RWTH Aachen,

[email protected]

G. Schöpe, H. Siekmann, B. Rech,O. KluthISI-PV, Forschungszentrum

Jülich GmbH

[email protected]

51

Anwendung texturierter ZnO-Filme zur Erzielung "schwarzer"Solarzellen auf der Basis vonmultikristallinem Silizium


52

Abbildung

Gesamtreflexion eines

multikristallinen Wafers

mit einer PECVD SiN ARC

und darauf einer textu-

rierten ZnO-Schicht im

verkapselten Zustand

(gestrichelt), verglichen

mit einem Referenzwafer

(verkapseltes mc-Si/SiN

ohne ZnO; durchgezoge-

ne Linie). Während der

Referenzwafer dunkelblau

erscheint, ist der verkap-

selte Wafer mit dem

texturierten ZnO fast

schwarz.

Die Reflexion der ober-

sten Glasgrenzschicht

beträgt rund 4%.

Optimierung der Eigenschaften beider Schichten, d.h. SiN(n, d) und ZnO, wurde eine niedrige, spektral flacheReflexion von ca. 7% im verkapselten Zustand erreicht

(siehe Abb.). Dies ergibt ein fast schwarzes Aussehen.Angewandt auf fertige Solarzellen mit einer PECVD SiNAntireflexionsbeschichtung (auf 100x100 mm2 multikristal-linen Baysix Wafern) wurde zum jetzigen Zeitpunkt einhomogenes graues Aussehen erreicht. Verglichen mit ver-kapselten Zellen ohne Beschichtung mit texturiertem ZnO(dunkelblaue Farbe), haben wir im besten Fall gleiche I-V-Parameter (Isc ∼ 3,0 A, Voc ∼ 600 mV, FF 75%) gefun-den. Dies erklären wir mit einem Gleichgewicht derGewinne und Verluste bei der spektralen Reflexion vondunkelgrauen zu dunkelblauen Zellen. Ein Nettogewinnkonnte noch nicht gezeigt werden. Es ist aber möglich,ohne Stromverluste aus blauen Zellen fast schwarze zumachen. Die Ergebnisse zeigen ferner die Kompatibilität des Verfah-rens mit Siebdruck. Wir halten dieses Konzept für attraktiv,da es typische Probleme in der Prozessierung texturierterWafer vermeidet, und weil der Prozess prinzipiell zu existie-renden Solarzellenlinien hinzugefügt werden kann.

0.30

0.25

0.20

0.15

0.10

0.05

0.00

psi

meh

400 600 800 1000 1200

Wavelength [nm]

Literatur

[1] H. Takato et al., Jpn. J. Appl. Phys. 31 (1992) L 1665 - L 1667

[2] J.M. Gee, R. Gordon and H. Liang, Proc. 25th IEEE-PVSC (1996), 733 - 736 und Zitate darin

[3] A. Löffl. et al., Proc. 14th EC-PVSEC (1997), 2089 – 2092.


53


D. BorchertFraunhofer Institut für

Solare Energiesysteme ISE,

Freiburg

[email protected]

54

Das klassische Topcoating für Silizium ist eine Antireflex-schicht z.B. aus Titandioxid, Siliziumdioxid oder Silizium-nitrid. Die letzten beiden Materialien sorgen dabei nichtnur für eine gute Lichteinkopplung, sie dienen gleichzeitigauch der Oberflächenpassivierung. Aufgrund seines Brech-ungsindexes von ca. 2 ist ITO ebenfalls als Antireflexschichteinsetzbar, wobei über eine passivierende Wirkung nichtsbekannt ist. Es wird beispielhaft der Einfluss einer 80 nmdicken ITO-Schicht auf die Solarzellenparameter Isc, Voc, FFund Wirkungsgrad kristalliner Solarzellen gezeigt. Als Beispiel für einen Solarzellentyp, bei dem das Aufbrin-gen einer transparenten, leitenden Schicht unbedingt not-wendig ist, sei die Siliziumheterosolarzelle genannt. Bei diesem Zelltyp wird der pn-Übergang dadurch erzeugt,dass eine n- oder p-dotierte amorphe oder mikrokristallineSiliziumschicht auf ein kristallines oder multikristallinesSubstrat entgegengesetzter Leitfähigkeit aufgebracht wird.Aufgrund der geringen Leitfähigkeit und Dicke dieserSchichten ergibt sich an der Oberfläche so gut wie keineQuerleitfähigkeit. Eine ITO-Schicht hat also primär dieAufgabe für eine möglichst gute Querleitfähigkeit zwischenden Gridfingern des Frontkontaktes zu sorgen. Gleichzeitigmuss sie als Antireflexschicht dienen, was ihre Dicke auf 70bis 80 nm einschränkt. Dabei bestimmt der spezifischeWiderstand der Schicht alleine den größtmöglichen Ab-stand der Gridfinger. Für großflächige Zellen insbesonderesiebgedruckte Zellen sollte hier ein Wert von 1–3*10-4

Ohmcm erreicht werden. Gleichzeitig darf aber die Trans-mission der Schicht nicht zu klein werden. Sie bestimmtnämlich letztendlich den maximalen Kurzschlussstrom.Dabei ist zu berücksichtigen, dass die oftmals im blauenSpektralbereich unterhalb von 400 nm einsetzendeAbsorption nicht zwangsläufig zur Stromreduktion führt,

ITO als Topcoating für Silizium

hier ist der interne Quantenwirkungsgrad der Zellen mit indie Überlegungen einzubeziehen. Ein ganz entscheidenderPunkt bei der Heterosolarzelle ist, dass bei ihrer Abschei-dung die Temperatur nicht über der Herstellungstempera-tur des amorphen oder mikrokristallinen Siliziums liegt.Dadurch sind Herstellungsverfahren, die bei Temperaturenunterhalb von 250°C (vorzugsweise Raumtemperatur) lie-gen, bevorzugt einzusetzen. Es werden einige Beispiele fürHeterosolarzellen auf kristallinen bzw. multikristallinemSubstrat gezeigt und diskutiert.Eine weitere Anwendung von ITO-Schichten kann z. B. derEinsatz als Wärmereflektor in Konzentratorzellen sein.


55


D. Knipp*, M. Krause, H. Stiebig, G. Schöpe,H. Wagner* ISI-PV, Forschungszentrum

Jülich

[email protected]

56

Einsatz von TCO-Schichten inoptischen Dünnfilmsensoren

Neuartige Bauelemente zur Farberkennung wurden reali-siert, die aus drei gestapelten Dünnschichtdioden beste-hen. Die entwickelten Sensoren nutzen die stark wellenlän-genabhängige Absorption von amorphem Silizium unddessen Legierungen zur Erzeugung tiefenaufgelöster Gen-erationsprofile. So wird vornehmlich blaues Licht in derersten Diode, grünes Licht in der zweiten und rotes Licht inder dritten Diode absorbiert. Somit wird die vollständigeFarbinformation (RGB-Signal) an einem Ort zur selben Zeitdetektiert. Konventionelle Bildaufnehmer, welche mit opti-schen Filtern beschichtet sind, erlauben zwar die Detektionder Farbinformation zur selben Zeit, aber nicht am glei-chen Ort. Eine solche Anordnung der Sensorelemente führtzum Farb-Aliasing-Effekt, der durch die vertikale Integrationder neu entwickelten Strukturen vermieden werden kann[1]. Realisiert wird die Farbtrennung durch die Reduktionder optischen Bandlücke der einzelnen Absorberschichtenin den Dioden von 2.2eV bis auf 1.6eV und die Anpassungder Absorberschichtdicken. Die Kontaktierung der dreiDioden erfolgt hierbei mittels transparenter Kontaktschich-ten. Diese Kontaktschichten besitzen im relevantenSpektralbereich zwar keine signifikante Absorption, jedochhaben sie einen großen Einfluss auf Mehrfachreflektionenund die Phasenlage der elektromagnetischen Welle, waswiederum das Generationsprofil in den einzelnen Diodenbeeinflusst. Durch Variation der Oberflächenrauhigkeit derintegrierten TCO-Schichten kann die Absorption in deneinzelnen Dioden gesteuert werden. Für die Sensoren sollder Einfluss einzelner TCO-Schichten auf die Blau- und dieRotempfindlichkeit diskutiert werden [2]. Neben dem Einsatz der Dünnschichtdioden als zweidimen-


57

sionales Array lassen sich vertikal integrierte Dioden auchals Einzelsensoren einsetzen. Dies ist beispielsweise dortvon Interesse, wo der Lichtstrahl dem Sensor durch einenLichtwellenleiter zugeführt wird. Somit entfällt die Aufspal-tung des Strahls in drei Teilstrahlen für rot, grün und blau.Anwendungen für eine solche Sensoranordnung liegen inder Messtechnik. So lassen sich beispielsweise Lichtwellen-leiter gekoppelte Positionssensoren mit einfachem Aufwandrealisieren. Anhand von Beispielen wird deren Funktiondiskutiert.

Literatur[1] D. Knipp, P.G. Herzog, H. Stiebig, F. König, Mat. Res.

Soc. Symp. Proc. (1999). [2] O. Kluth, Herstellung texturierter Zinkoxidfilme,

selber Workshop

FVS Workshop 2000

60

TCO in Solarmodulen

TCO in SolarmodulenFVS Workshop 2000

Die CIGS-Modul-Technologie wurde so weit entwickelt,dass man gegenwärtig den Bau einer CIGS-SolarzellenPilotfertigung in Deutschland (Marbach am Neckar) plant.Ein wichtiges Element solch einer Solarzelle ist die TCO-Schicht (transparent conductive oxide), wie es z.B. dasZinkoxid (ZnO) darstellt. Dieses Material wird am ZSW auf-grund seiner Eigenschaften – gute Leitfähigkeit bei guterTransmission – als Frontkontakt einer CIGS-Solarzelle einge-setzt. Um eine hohe Leitfähigkeit zu realisieren, verwendetdas ZSW als Dotierstoff Aluminium.Das ZSW betreibt eine komplette CIGS-Modullinie, in der30 cm x 30 cm große Solarmodule mit bis zu 12.7%Wirkungsgrad hergestellt wurden. Standardmäßig wird dasZnO:Al mittels eines DC-Sputterverfahrens vom kerami-schen Target in einer Durchlaufsputteranlage (Leybold-Z600) hergestellt. Neben den Schichteigenschaften spielennatürlich auch Faktoren, wie Depositionsrate, Sputter-kosten, Stabilität etc. eine Rolle. In den vergangenenJahren wurde ein Prozess entwickelt, der bei sehr hohenDepositionsraten (10 nm/s) gute Schichteigenschaften, Rsq = 8-10 Ω bei einer max. Transmission von 88% aufD263 Glas, liefert.Um eine Kostenreduzierung zu erreichen, versucht ZSW dieFensterschicht mit einem reaktiven Sputterprozess vommetallischen Zn:Al-Target herzustellen. Diese Targets sindderzeit um den Faktor zwei bis drei billiger als keramischeTargets. Zur Stabilisierung und Kontrolle des reaktivenSputterprozesses wird ein PEM-Kontroll-System (Plasma-Emission-Monitor) eingesetzt, welches den benötigtenSauerstoff separat dem Sputterprozess zuführt. Es hat sichauch hier gezeigt, dass mit dieser Sputtermethode

Michael Powalla*, Mike Oertel und Richard MennerZentrum für Sonnenenergie

und Wasserstoff-Forschung

[email protected]

TCO-Schichten in CIGS-Dünnschichtsolarmodulen

61

FVS Workshop 2000TCO in Solarmodulen

Depositionsraten bis zu 10 nm/s, allerdings bei wesentlichgeringeren Leistungsdichten als beim keramischen DC-Sputtern, erzielt werden. Auch hier sind gute Schichteigen-schaften zu verzeichnen (Rsq = 10 Ω, max. Transmission >85%). Problematisch ist allerdings noch die homogeneSchichtabscheidung über große Depositionsflächen unddie begrenzte Prozess-Stabilität bis zu bestimmten Leis-tungsdichten (max. 10 W/cm_). Ursachen für die lateralenInhomogenitäten sind zum einen die schwierige Realisie-rung einer gleichmäßigen Sauerstoffverteilung entlang derTargetachse und zum anderen eventuelle Druckunterschie-de in der Prozesskammer. Ein weiterer wichtiger Punkt ist die Stabilität der TCO-Schichten auf dem Absorbermaterial. Um dies zu untersu-chen, werden die Schichten einem Damp Heat-Test unter-zogen. Die Höhe der Degradation hängt zum einen vonden Sputterparametern (Druck, Leistung, etc.) sowie vonder Sputtermethode (DC, reaktiv), aber auch vom verwen-deten Dotiermaterial (Al, Ga oder In) ab.

62

Abbildung 1

Schematische Struktur

einer CIGS-Solarzelle.

n ZnO:Al (1µm)

i-ZnO (50nm)

CdS (50nm)

Licht (hv)

Cu(In,Ga)Se2 (2µm)

Glassubstrat (Natron-Kalk-Glas)

Molybdän-Rückkontakt

p


Abbildung 2

Schematischer

Aufbau des

monolithisch

integrierten

CIGS-Moduls

Abbildung 3

Abhängigkeit

elektrischer

Schichteigenschaften

von der Schichtdicke

in ZnO:Al-Schichten,

die statisch im

DC-Modus vom

keramischen Target

abgeschieden wurden.

63

Substrat

statisch ZnO:Al (3,2 AT%)zunehmende Beweglichkeit und Ladungsträgerdichte

SchichtdickeLeitfähigkeit

Bew

eglic

hkei

tLe

itfäh

igke

it

Ladu

ngst

r.kon

z. (

*1020

cm-3)

Schi

chtd

icke

(nm

)

BeweglichkeitLadungstr.konz.

Statische Depositionszeit (s)

2400

2000

1600

1200

800

400

04.0

3.0

2.0

1.0

0.00 100 200 300 400 500 600

40

30

20

10

0

2400

2000

1600

1200

800

400

0

CIGS(2 µm)

Mo(0,5 µm)

ZnO:Al(1 µm)

i-ZnO(0,05 µm)

CdS(0,05 µm)


Einflussfaktoren der TCO-Schicht auf dieModuleigenschaften

Schichteigenschaft ModuleigenschaftTransmission (T) StromSchichtwiderstand (R) Serienwiderstandlaterale Homogenität (T,R) ModulperformanceKorrosionsfestigkeit Stabilität

Grenzflächen:TCO/i-ZnO ZelleigenschaftenTCO/Mo KontaktwiderstandKontakt/TCO Serienwiderstand,

Stabilität

Einflussfaktoren des Abscheideprozesses:

• Basisdruck, Depositionstemperatur (-profil)• Sputterdruck, Sputterleistung• Targetanordnung, Magnetron• Gasverteilung• aktive Regelung, In-situ-Prozesskontrolle• Targetmaterial

zusätzlich unterProduktionsbedingungen:

• dynamischer Prozess• Sputterrate, Zykluszeit• Wartungszyklen, Uptime• Kosten: Investitionen, Verbrauchsmittel (Targets, Gase)• Targetnutzungsgrad, Target-Rezyklierbarkeit• Zuverlässigkeit

64


Zusammenfassung

• Standard TCO für CIGS-ModuleDC-ZnO:Al, d = 1 µm, Tmax = 88%, Rsq = 9 Ohm

• 12,7% Wirkungsgrad für 30cm x 30cm Module erreicht• gute Prozessstabilität über lange Zeiträume• Homogenität im dynamischen Betrieb wichtig• D/H-Stabilität prozess- und materialabhängig• Würth Solar Pilotfabrik in Inbetriebnahmephase

Anlagen installiert• ZnO-Materialkosten von 0,03 DM/WP erreichbar• Reaktivsputtern für kleine Flächen o.k.

für große Flächen weitere Entwicklungen notwendig

65


Effizienz und Herstellungskosten von CTS-Dünnschicht-solarzellen werden auch wesentlich von den Schichteigen-schaften und dem Herstellungsverfahren des transparentenTCO-Frontkontaktes bestimmt.Neben dem Herstellungsprozess der CTS-Zellen wird aufdie TCO-Deposition eingegangen. ITO und SnO-Schichtenwerden auf in-line Anlagen durch teilreaktive DC-Katho-denzerstäubung deponiert. Das Optimum der Schicht-widerstände zur Erzielung guter Wirkungsgrade und Füll-faktoren liegt unter der Berücksichtigung der Herstellungs-kosten, bei 6-8 Ohm/sqr. Struktur und Aufbau der TCO-Schichten beeinflusst jedoch auch das Wachstum und dieEigenschaften der Halbleiterschichten.

Dr. Rainer Gegenwart,ANTEC GmbH, Kelkheim

[email protected]

66

TCO-Schichten für CTS-Dünnschichtsolarzellen


Abstract

Die erforderlichen TCO-Eigenschaften und ihr Einfluss aufdie Leistung von Si-Dünnschicht-Solarmodulen werden be-schrieben und anhand von Beispielen demonstriert.

Dem gegenüber steht die Verfügbarkeit verschiedenerTCO-Materialien und deren Quellen, die einer Bewertungunterzogen werden.

Vertretbare TCO-Preise in Relation zu den Modulherstell-kosten werden diskutiert.

P. Lechner, R. Geyer undH. SchadeAngewandte Solarenergie –

ASE GmbH

[email protected]

B. Rech, O. Kluth und J. MüllerInstitut für Photovoltaik,

Teilinstitut des ISI

Forschungszentrum Jülich

67

TCO in Si-Dünnschicht-Solarmodulen

FVS Workshop 2000

70

Poster

PosterFVS Workshop 2000

Um eine effektive Absorption in Dünnschichtsolarzellen zuerzielen, werden verschiedene Techniken zur Lichteinkopp-lung angewandt. In verschiedenen Solarzellentypen (z.B. a-Si:H, CdTe, organische Solarzellen) wird das Licht aufgrundder rauen Natur des texturierten transparenten leitfähigenOxids (TCO), meistens dotiertes Zinn- oder Zinkoxid, ge-streut. Die Oberfläche dieser TCO Filme besteht meist auseiner Anordnung von Pyramiden, deren Größe in Abhän-gigkeit von Schichtdicke und Depositionstechnik zwischenca. 40 nm und 400 nm variiert. Aufgrund des Brechungs-index der verwendeten TCO Materialien von ungefähr 2,liegen damit die Abmessungen dieser Teilchen im für Solar-zellen interessanten Bereich (350 nm<λ<800 nm) in derGrößenordnung der Wellenlänge des Lichts im Medium.Verschiedene Theorien wurden vorgestellt, um die Wellen-längenabhängigkeit des Streuverhaltens zu beschreiben.Rayleigh-Streuung sagt eine λ -4 - Abhängigkeit voraus, wäh-rend in der skalaren Theorie die Streuintensität proportio-nal mit λ -2 abnimmt. Wir verwendeten die Mie-Theorie [1]zur Ableitung der diffusen Transmission unserer TCO Filme.Wir nahmen dabei nicht eine feste Größe der streuendenTeilchen an, sondern eine gaußförmige Verteilung. Es zeig-te sich, dass die Breite der Verteilung entscheidenden Ein-fluss auf die Streueigenschaften der Schicht hat. Zwei verschiedene Typen Asahi-U TCO wurden charakteri-siert (d≈640 nm, haze ≈6.5 %, R≈9 Ω/sq. und d≈980 nm,haze≈10.5 %, R≈6 Ω/sq.). Aus Transmissions-Reflexions-messungen mit integrierender Sphäre (Ulbrichtkugel) fin-den wir, dass der haze in Transmission eine λ -3 - Abhängig-keit aufweist. Rayleigh-Streuung und skalare Theorie sindhier also nicht anwendbar. Aus der Anpassung der simulier-

J. Daey Ouwens, J. Löffler und R.E.I. SchroppDebye Institut, Universität

Utrecht

[email protected]

Mie-Streuung in a-Si:HSolarzellen

71

FVS Workshop 2000Poster

ten an die gemessenen Spektra folgte eine Breite der Ver-teilung der Teilchengröße von 50±1 nm für die 10.5 %haze Probe. Für die 6.5 % haze Probe fanden wir 42±1 nm.Diese Werte wurden durch Messungen an einem Raster-kraftmikroskop (AFM) verifiziert. Damit wurde gezeigt, dassMie-Streuung tatsächlich die geeignete Theorie zur Be-schreibung der hier auftretenden Streuphänomene ist.

Eine sehr interessante Anwendung ist die Berechnung desStreuverhaltens des Lichts in der Solarzelle, allein aus dergemessenen Verteilung der Teilchengrößen. Zum Beispielsind die TCO Teilchen in einer a-Si:H Solarzelle in der p+-Schicht eingebettet, wodurch die Streuintensität imVergleich zur Messung an Luft für kurze Wellenlängenreduziert, für lange Wellenlängen hingegen erhöht wird.Außerdem konnten wir die Lichtstreuung an der Rückseiteder Solarzelle berechnen, wo kleine Silberpartikel in amor-phem Silizium eingebettet sind. Diese Berechnungen sind

72

Abbildung 1

Gemessene (Punkte) und

berechnete (Linie) haze-

Werte für TCO #1.

TCO #1

<r> = 42 ± 1 nm

in air

wavelength (nm)400 500 600 700 800

haze

in p+ type a–Si:H

0.60

0.50

0.40

0.30

0.20

0.10

0.00


von großer technologischer Bedeutung für die Optimier-ung der TCO-Morphologie mit Hinblick auf die Wirkungs-graderhöhung von Solarzellen.

Wir danken Roland Groenen, TNO Eindhoven, für die vielen AFM-Messungen und der Asahi Glass Co., Ltd., fürdie Proben. Diese Arbeit wurde unterstützt durch NWO(niederländische Organisation für wissenschaftlicheForschung) und NOVEM (niederländische Organisation fürEnergie und Umwelt).

Literatur

[1] H. Schade and Z. E. Smith, Appl. Opt. 24(19) (1085) 3221-26.

Abbildung 2

Gemessene (Punkte) und

berechnete (Linie) haze-

Werte für TCO #2.

73

TCO #2

<r> = 50 ± 1 nm

in air

wavelength (nm)400 500 600 700 800

haze

in p+ type a–Si:H

0.60

0.50

0.40

0.30

0.20

0.10

0.00


Photonen mit geringer Energie werden aufgrund eines kleinen Absorptionskoeffizienten bei einfachem Durchgangnur unzureichend in Dünnschichtsolarzellen auf der Basisvon Silizium absorbiert. Als Folge einer beschränkendenLadungsträgerlebensdauer stellt die Erhöhung der Absorp-tion in der i-Schicht einer pin Solarzelle ein großes Poten-tial zur Wirkungsgradsteigerung dar. Mit Hilfe rauer Grenz-flächen verbessert sich die Lichteinkopplung aufgrund vonStreuung. Eine effektive Wegverlängerung in der Absorber-schicht und die größere Wahrscheinlichkeit von Totalrefle-xion sind die maßgeblichen physikalischen Gründe hierfür.

Messungen an rauen Schichtsystemen zeigen, dass einfachkonstruierte Transmissions- und Reflexionskoeffizienten, dieaus der skalaren Streutheorie abgeleitet wurden, nicht über-tragbar sind auf die Bedingungen, wie sie in Solarzellenüblicherweise vorgefunden werden. Es erscheint vielmehrnotwendig, eine rigorose Beschreibung des Vielschicht-systems mit rauhen Grenzflächen anzustreben.

Als eine Möglichkeit bietet sich dazu die mode-couplingMethode an, in der, ausgehend von den Maxwellgleichun-gen, wie in einem Wellenleiter die verschiedenen Modenbestimmt werden. Unter der Annahme von periodischenRandbedingungen und der Beschränkung auf die TE-Modewurde damit der Einfluss der lateralen und horizontalencharakteristischen Strukturgrößen untersucht. Je nach Ab-sorbermaterial, Wellenlängenbereich und Strukturform gibtes eine optimale vertikale Modulationstiefe und Periode.Mit Hilfe der durchgeführten Simulationen wird die Bedeu-

T. Brammer, J. Zimmer, H. Stiebigund H. WagnerInstitut für Photovoltaik

(IPV), Forschungszentrum

Jülich GmbH

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74

Optische Eigenschaften vonlateral strukturiertenDünnschichtsolarzellen


tung der vorderseitigen und rückseitigen streuendenGrenzfläche deutlich. So kommt es z.B. im Falle eines un-strukturierten Reflektors auf einen großen Unterschied inder dielelektrischen Funktion am rauen vorderseitigen Kon-takt einer Solarzelle an. Am Beispiel einer Solarzelle ausamorphem Silizium-Germanium wird zudem auch der Ein-fluss eher statistisch rauer Grenzflächen auf das Genera-tionsprofil und somit der Quanteneffizienz diskutiert. Eszeigt sich, dass der Gewinn in der Absorption durch eineTexturierung im Vergleich zum untexturierten Fall analogden experimentellen Daten verläuft. Eine Variation derMikrostruktur bei gleicher durchschnittlicher Periode undvertikaler Vertiefung führt nur noch zu minimalen Veränd-erungen.

75


ITO-Frontkontakte spielen eine große Rolle bei der Verbes-serung von Solarzellen. Ihre Deposition erfolgt unter ande-rem auf Glas oder Silizium Wafern. Aus diesem Grundewurde der Einfluss der Substrate auf die ITO-Mikrostrukturin Abhängigkeit von der Substrattemperatur untersucht.Hierzu wurden kristalline ITO-Schichten mit Hilfe des reakti-ven DC-Magnetron Sputterns von einem keramischenTarget (In2O3/SnO2 90/10 wt%; relative Dichte: 94%)abgeschieden. Messungen der optischen und elektrischenEigenschaften auf Glas zeigen, dass im sichtbaren Spektral-bereich eine mittlere Transparenz von 83% und ein spezifi-scher Widerstand von ρ = 1.6 . 10-4Ωcm erreicht wird. ZurCharakterisierung der Mikrostruktur wurden REM-Aufnah-men, XRD- und spektroskopische Ellipsometriemessungenherangezogen.

Wie nach dem Modell von Thornton [1] zu erwarten ist,zeigen REM-Aufnahmen von ITO-Filmen innerhalb des einstellbaren Temperaturbereiches (RT bis 300 °C) sowohlauf Glas- wie auf c-Si Substraten zwei Strukturzonenwech-sel (Zone 1→ Zone T→ Zone 2). Allerdings finden dieseÜbergänge bei jeweils unterschiedlichen Substrattempera-turen statt. Bei Schichten, die auf c-Si abgeschieden wurden, liegt der Übergang von reinem Stängelwachstum(Zone 1) zum Wachstum von Körnern (Zone 2) zwischeneiner Temperatur von 50°C und 150°C (siehe Abb.: 1 und3). Abbildung 2 zeigt die Übergangsstruktur der Zone Tbei TS = 100°C. Das gleiche Verhalten kann man beiSchichten auf Glas-Substraten erkennen, mit dem Unter-schied, dass sich der beschriebene Strukturwechsel erst

C. Ochotzki, H. Seitz, B. SchröderFachbereich Physik und

Forschungsschwerpunkt

Materialwissenschaften der

Universität Kaiserslautern

[email protected]

76

Untersuchungen zurMikrostruktur von Indium-ZinnOxid (ITO)


Abbildung 1

ITO auf c-Si (50°C)

Abbildung 2


Abbildung 3


77

zwischen 225°C und 275°C vollzieht. Dies könnte an dergrößeren Rauheit des Glas-Substrates liegen.

XRD-Messungen zeigen, dass mit den beobachteten Strukturwechseln auch eine Änderung der Kristallorient-ierung stattfindet. Proben der Strukturzone 1 zeigen eineausgeprägte <100>-Textur. Für Schichten der Zone 2 istdiese Kristallausrichtung deutlich reduziert.Im Bereich des Zonenüberganges weisen ellipsometrischeMessungen auf Änderungen der optischen Eigenschaftendes Schichtsystems hin. Sie können durch eine Verminder-ung der Oberflächenrauheit beschrieben werden. FürSubstrattemperaturen zwischen 125°C und 250°C besitzendie Schichten auf c-Si eine dichtere Struktur und auch einebessere Leitfähigkeit.

Literatur[1] J.A. Thornton, J. Vac. Sci. Technol., 11, p. 666 (1974)

Abb.1 Abb.2 Abb.3


Abstract

Tin-doped indium oxide (ITO) films were deposited onSi(100) substrates by means of DC-planar magnetron sput-tering. A metallic In/Sn (90/10) target and an Ar/O2 gasmixture were used. The oxygen flow was varied between 0 and 2 sccm. Substrate voltages between 0 and -100 Vwere used. With increasing oxygen flow film structure and composi-tion change from crystalline metallic In/Sn to amorphousITO. Simultaneously the deposition rate decreases and thefilm density increases. In principle the negative substratevoltage leads to the same film properties but it works like a diminished oxygen flow.The diffusion of oxygen into metallic In/Sn films and theamorphous-to-crystalline transformation of ITO were stu-died using in situ grazing incidence X-ray diffractometry(GIXRD), grazing incidence reflectometry (GIXR), and AFM.In situ measurements of GIXRD were made during annea-ling in vacuum at temperatures between 100°C and 300°C.Two processes determine the ITO crystal growth: the diffu-sion of oxygen into the metallic film and a fast crystallisa-tion of amorphous ITO. From the X-ray integral intensitiesthe following kinetic parameters were extracted: diffusionconstant, activation energy of the diffusion, reaction orderand activation energy of the crystal growth process. The diffusion constants depend on the bias voltage in thefollowing manner: D(0V) < D(-100V) < D(-50V). The oxy-gen flow during deposition does not influence the diffusionconstant. The activation energy of the diffusion was deter- 78

Dr. Hartmut Steffen1, H. Wulff2, M. Quaas2, Tin Maung Tun2, R. Hippler2

University of Greifswald,1Dept. of Physics, 2Dept. of Chemistry and

Biochemistry

[email protected]

Investigation of Diffusion andCrystal Growth in PlasmaDeposited Thin ITO Films


mined in films deposited without oxygen. Two activationenergies were found: 25 kJ/mol for processes below 150°Cand 12.4 kJ/mol for diffusion higher than 150°C. The biasvoltage does not influence the activation energy. Crystall-isation of amorphous ITO occurs via classical nucleationand growth mode parameter as described by the JOHN-SON-MEHL-AVRAMI equation. Reaction orders between 2.4 and 3.0 were estimated. That is consistent with a two-dimensional transformation geometry. The activation energy is 74 kJ/mol.

Introduction

Tin doped indium oxide (ITO) films are an integral part of sophisticated opto-electronic devices, e.g. solar cells,heat mirrors, LCDs etc. The macroscopic film propertiessuch as conductivity and transmission strongly depend onmicrostructure, stoichiometry and crystallinity and can beinfluenced by the deposition conditions. Magnetron sputtering is a mature and often used technology for ITOfilm formation.In this article we present a study of the influence of oxygenflow and low energy ion bombardment to DC-magnetronsputtered ITO film growth processes and film propertieslike composition and structure degradation. In additionoxygen diffusion and solid state crystallisation of amor-phous ITO in thin films were investigated.

Experimental

In/Sn as well as ITO films were deposited on Si (100) waferby means of DC planar magnetron sputtering. A metallicIn/Sn target was used. Power, pressure and Ar flow werekept constant. The standard deposition conditions were DCpower: 30 W, inert gas flow: 15 sccm Ar (5N), sputter 79


pressure: 5.6x10-3 mbar. The oxygen flow was varied between 0 and 2 sccm. Bias voltages between 0 and -100 V were used. The film thickness was between 5 and50 nm [1,2,3].The films were investigated by grazing incidence X-ray diffractometry (GIXRD) and grazing X-ray reflectometry(GIXR) with a Θ-Θ diffractometer. For in situ GIXRD measurements the diffractometer was equipped with a special parallel beam attachment and with a high temperature chamber. For diffusion studies X-ray patternswere recorded isothermally in a vacuum of 10-6 mbar between 100°C and 300°C . The crystallization process wasinvestigated using the integral intensity of the In2O3 (222)reflection. Film thickness and density were determined byGIXR at room temperature before and after annealing. The composition of the films was determined by means ofXPS. Surface morphology investigations were carried outwith AFM. To calculate the diffusion coefficients a model for the timedependence of the X-ray integral peak intensity during diffusion of oxygen and cristallization was developed [3].Reaction order and rate constant of the crystallization process were estimated by the JOHNSON-MEHL-AVRAMIequation [5,6]. The activation energies for both the diffusion and the crystallization were determined from ARRHENIUS plots.

Results and Discussion

Film depositionDuring the deposition the oxygen flow influences the chemical and phase composition, film density, growth rateand coating morphology. Deposition without oxygenforms crystalline metallic In/Sn films. No preferred orientation was observed. The intensity ratios are similar to 80


the pattern of polycrystalline bulk in [4]. With increasing oxygen flow the observable particle sizes of crystallinemetallic In/Sn decreases (Tab. 1). XPS measurements support this result.

In Fig. 1 the film density and the growth rate in dependen-ce on the oxygen flow are shown. The deposition rate de-creases with increasing oxygen partial pressure. Oxygenflows over 1 sccm led to film densities similar to the x-raydensity of In and In2O3 (7.28 g cm-3 and 7.12 g cm-3

respectively). The low density suggests a high amount ofvoids in the metallic films. Increasing oxygen flows result inmore compact layers. From GIXR measurements and AFMimages additionally a drop of the substrate roughness follows. The metallic films show large particles forming arough film surface. Increasing oxygen flow causes a smoothsurface without clearly observable particles.

Table 1

Domain sizes of metallic

In/Sn for films deposited

at 0 V and -50 V substra-

te voltage

Figure 1

Density ( ) and deposi-

tion rate (•) of samples

deposited at 0 V (----)

and -50 V (----) substrate

voltage vs. oxygen flow

domain sizes O2-flow In(101) [nm][sccm]

0 V -50 V

0.0 26.4 24.60.5 6.9 25.21.0 - 16.61.5 - 14.32.0 - -

81

0 V0,7

0,6

0,5

0,4

0,3

0,2

8

7

6

5

4

-50 V

-50 Vdens

ity [

g cm

-3]

deposition rate [nm

s-1]0 V

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0


The layer growth is determined by the sputter yield on thetarget and by the reaction of indium and oxygen on thesubstrate surface, too. As the oxygen flow is increased thecathode is partially covered by an oxide layer which resultsin a drop of the sputter yield [12]. Another reason for thedrop of the deposition rate is the different crystal growth.Indium grows in crystallites which include a lot of voidsparticularly in the initial stage. In2O3 grows presumablyamorphous (x-ray amorphous), i.e. in very small particles,which are closely packed [1,2].To obtain further information on the effect of energy fluxdue to ion energy, the substrate potential Usub was variedfrom 0 V to -50 V. There are appreciable differences in themicrostructure. An increased amount of metallic In/Sn wasdetected in films deposited with -50 V substrate voltage(Tab. 1). Film density and growth rate show a divergebehavior from the 0 V films (Fig. 1). In principle the slopesof the curves are similar. However, the densities are smallerand the growth rates higher for -50 V substrate voltage.XPS measurements show that the amount of oxygen in the layer is decreased. We assume that the additional ener-gy flux to the growing film causes more frequently resput-tering of oxygen. The growth of In is preferred althoughthe oxygen flow is unchanged.

Diffusion

Two sets of annealing experiments were carried out. Atfirst, films deposited with oxygen flows of 0, 0.5, 1.0, 1.5and 2 sccm and bias voltages of 0, -50V and -100V wereannealed at 250°C. Table 2 contains the oxygen flows, thebias voltages, the diffusion constants D and the factors f,which represent the amorphous ITO fraction in the investi-gated films. It is obvious that D is depending on the biasvoltage but not on the oxygen flow and the amorphous 82


ITO fraction. The diffusion constants increase considerablyfrom 0 to -50V reaching a maximum at -50 V and diminis-hing again at -100V.

The D values of thin films are strongly influenced by thefilm microstructure. Thus films with identical chemicalcomposition have a wide spread of D values if differentmicrostructures or defect structures are present [7].Especially imperfections of the second type such as domainsizes or dislocations modify the diffraction line shape. Inthe near future we are going to investigate the latticedefects in more detail. With these results it will be possibleto discuss the influence of the plasma on film growth anddiffusion mechanism in more detail.In a second set of experiments the activation energy of thediffusion process was determined in metallic In/Sn layers.Films deposited with substrate voltages of 0 V, -50 V and -100 V were annealed in the temperature range from 100°Cto 300°C. Two activation energies were estimated: 25kJ/mol for T<150°C and 12.4 kJ/mol for T>150°C. This sug-gests that, depending on the temperature, two differentdiffusion mechanisms occur, which were not changed bythe bias voltage.

Table 2

Diffusion constants D

and fractions f of

amorphous ITO films

O2-flow D f D f D f[sccm] [cm2 s-1] [cm2 s-1] [cm2 s-1]

0.0 6.0·10-16 0 1.3·10-15 0 9.4·10-16 00.5 5.5·10-16 0.5 1.7·10-15 0 9.1·10-16 01.0 6.0·10-16 0.75 1.4·10-15 0.3 9.6·10-16 0.51.5 - 1 1.5·10-15 0.5 9.6·10-16 0.652.0 - 1 1.6·10-15 0.7 9.6·10-16 0.8

Usub [V]0 -50 -100

83


Grain boundary diffusion dominates at practically all tem-peratures in polycrystalline metal films with domain sizes of0.5 µm or less. An activation energy of 25 kJ/mol for tem-peratures lower than 150°C fits well into this assumption[8]. The melting point of indium is 156°C. We assume thatthe layer is partially molten during annealing at highertemperatures. The activation energy for diffusion in liquidsis expected to be smaller than in solids thus an activationenergy of 12.4 kJ/mol was found for T>150°C.Film thickness and film density do not change duringannealing. That means the grain distributions in the thinfilm remain preserved also at temperatures higher than150°C. We assume thin ITO layers surround the metallic Indrops and prevent the formation of large liquid regions.The AFM images confirm this assumption. [3]

Crystallization

The crystallization process was investigated in completeamorphous ITO films deposited without negative substratevoltage (Tab. 2). The time for a total amorphous to crystal-line transformation is about 1/30 of the time necessary forthe whole diffusion process. To determine the activationenergy, experiments at three different temperatures 220,230 and 240°C were made. Reaction orders between 2.4and 3.0 were found representing a two-dimensionalgrowth. An activation energy of 74 kJ/mol was estimatedfor the crystallization process.In all annealing experiments the finally formed films consistof crystalline ITO in the bixbyite structure type. However,corresponding AFM images show differences in surfacemorphology. Large grain sizes with rounded edges areobserved if the ITO growth is diffusion limited. Whereascubic grains were formed in the fast crystallization process.The surface is very smooth [3]. 84


Acknowledgement

The authors wish to express their thanks for grants fromDeutsche Forschungsgemeinschaft (SFB 198 / A 11).

References[1] H. Wulff, M. Quaas, H. Steffen, Thin Solid Films, 355-

356 (1999) 395.[2] M. Quaas, H. Steffen, H. Wulff, Surface Science,

in print.[3] H. Wulff, M. Quaas, H. Steffen, R. Hippler, In situ

studies of diffusion and crystal growth in plasma deposited thin ITO films, Thin Solid Films, submitted.

[4] M. Murakami, A. Segmüller, K.-N. Tu, Treatise On Materials Science and Technology, 27 (1988) 201.

[5] M. Avrami, J. Chem. Physics, 8 (1949) 212.[6] Y.Shigesato, D.C. Paine, Thin Solid Films 238

(1994) 44.[7] H.Wulff, C.Eggs, J. Vac. Sci. Techn. A, 15 (1997) 2938.[8] M. Ohring, Material Science of Thin Films,

Academic Press, Inc., Harcourt Brace Jovanovich, Publishers, (1992) 361.85


Bei vielen elektro-optischen Anwendungen sind transparen-te Elektroden mit sehr hohen Leitfähigkeiten gefordert. EinAnwendungsfall sind photovoltaische Zellen, in denen dieLeitfähigkeit der Elektroden einen entscheidenden Einflussauf den Füllfaktor der Stromspannungskennlinie hat. Zur Optimierung der Elektroden - Grid - Abschattung, elek-trischer Schichtwiderstand, Transparenz der Elektroden-schicht im empfindlichen Wellenlängenbereich – kann essinnvoll sein, transparente Silberschichten zu verwenden,vor allem, wenn diese Schichten sich optimal in dasEntspiegelungssystem der Photovoltaikzelle einpassen lassen. Ein weiteres Anwendungsfeld sind elektrochromeFenster, bei denen wegen der gewünschten niedrigenSchaltzeit und der geforderten lateralen Schalthomogenitätein niedriger Schichtwiderstand gefordert ist. In beidenBereichen können sich deutliche Vorteile der Silberschich-ten gegenüber konventionellen TCO-Schichten ergeben.

Transparente Silber- oder Metallschichten sind auf zweiWeisen herzustellen. Zum einen können nichttransparenteMetallschichten durch ein zweidimensionales Lochrasterspektral selektiv transparent gemacht werden. Dieser Effektder resonanten Filter wird im langwelligeren Bereich bereitstechnisch genutzt. Moderne holographische Belichtungs-verfahren erlauben die Übertragung des Effektes auch inden solaren Spektralbereich.

Eine andere Möglichkeit bietet die Kombination dünnerMetallschichten mit verschiedenen transparenten Halblei-termaterialien und Dielektrika. Hierbei zeigt sich, dass mitSilber eine gute Transparenz im geforderten Wellenlängen-bereich mit niedrigen Widerständen erreicht werden kann.Ein weiterer hilfreicher Punkt ist die Möglichkeit zur Anbin-

W. Graf, V. WittwerFraunhofer Institut für

Solare Energiesysteme ISE

[email protected]

86

Transparente Silberschichten


dung von hochleitfähigen Gridmaterialien, so dass sich hierweitere Perspektiven öffnen. Vorteilhaft ist hierbei auch,dass die Beschichtungstechnologien zur wirtschaftlichenDarstellung dieser Elektroden im wesentlichen entwickeltsind.

87


Wir haben Heterostrukturen des Typs n+-ZnO/c-Si unter-sucht mit dem Ziel, grundlegende Fragestellungen derBandanpassung und des Transports in Hetero-Übergängenzu klären.Die Mehrzahl der untersuchten Proben wurden durch reak-tives und nicht-reaktives Sputtern von ZnO auf c-Si herge-stellt. Einige Proben stammen aus MOCVD- und Spray-Pyrolyse-Verfahren. I-V- und C-V-Messungen im Tempera-turbereich 80-300 K, sowie SPV-Messungen dienten zurUntersuchung von Transport und Bandanpassung. MitREM, EDX und TEM wurde die Struktur der ZnO-Schichtenund der Grenzfläche charakterisiert. Beim Transport über die Grenzfläche dominiert thermioni-sche Emission; sowohl für n- als auch p-Si verhalten sichdie Dioden wie (fast-) ideale Metall-Halbleiter-Kontakte. Es wurden Versuche mit variierter Sputterleistung bei derDeposition durchgeführt. Dabei zeigt sich, dass die Leis-tungsdichte des Sputterplasmas die Bandanpassung(Barrierenhöhe) wesentlich mitbestimmt. Die Ursache hier-für sind Sputterdefekte, die im Silizium Zustände mitDichten um 1012/cm2eV erzeugen. Dies wird auch durchnachträgliche Temper- und Ätz-Versuche bestätigt.Zusätzlich bildet sich im Sputterprozess ein defektreichesOxid von einigen nm Dicke an der Grenzfläche, welchesdie I-V- und C-V-Charakteristik beeinflusst. Rechnungenzum Effekt eines Grenzflächenoxids wurden nach [1]durchgeführt und stimmen mit Ergebnissen aus TEM-Untersuchungen überein. Der Sputterprozess beeinträchtigt die Bandanpassung undauch die photovoltaische Funktion des ZnO/c-Si Kontaktesdurch Beschädigung der Si-Oberfläche. Jedoch ist auch bei

M. Poschenrieder, K. Kliefoth, I. Sieber, W. FuhsHahn-Meitner-Institut

[email protected]

n+-ZnO/c-Si Heterokontakte:Struktur und Transport

88


Minimierung solcher Schäden bisher für gesputterteZnO/c-Si-Kontakte keine ausreichende Bandverbiegung imc-Si erzielbar. Alternative Verfahren wie MOCVD oder Spray-Pyrolyse stellen sanftere Abscheidemethoden dar und füh-ren deshalb zu kontrollierbareren Grenzflächenreaktio-nenmit vorteilhafterer Bandanpassung.

Literatur[1] S.J. Fonash, J.Appl.Phys. 54 (1983)89

FVS Workshop 2000

92

Abschlussdiskussion

AbschlussdiskussionFVS Workshop 2000

Zentrale Frage der Diskussion war: "Besteht Forschungs-bedarf bezüglich TCO für Dünnschichtsolarzellen undwenn ja, auf welchen Gebieten?". Unten sind die allgemei-nen und konkreten Diskussionsbeiträge kurz aufgelistet.

Konkrete Fragestellungen:

• Ein Wunsch der Solarzellenentwickler ist die Verfügbar-keit von kostengünstigen TCO-Schichten mit sehr klei-nen spezifischen Widerständen (< 1x10-4 Wcm). Zur Verringerung des spezifischen Widerstands sind höhere Ladungsträgerbeweglichkeiten notwendig. Es wurdevorgeschlagen, das Konzept der Modulationsdotierung,das bei III/V-Halbleitern sehr erfolgreich ist, bei TCOFilmen anzuwenden. Die Frage war hier, ob der soge-nannte Burstein-Moss-Shift eine ausreichende Vergrö-ßerung der Bandlücke ermöglicht, um mit dem Kon-zept erfolgreich zu sein.

• Es wurde die Frage aufgeworfen: Gibt es Interesse an p-leitendem TCO? Großes Interesse wurde sowohl fürCIS als auch für Si-Dünnschichtsolarzellen bekundet. ImFalle der Verfügbarkeit könnten neue Ansätze bei derSolarzellenoptimierung verfolgt werden. Beispielsweisebei p-i-n Solarzellen aus amorphem Silizium ist derKontakt zwischen der p-Schicht und dem n-leitendenTCO generell problematisch. Aus der Literatur sind zwarp-leitende TCO-Schichten bekannt, deren spezifischenWiderstände sind aber noch um mehrere Größenord-nungen höher als für n-leitendes TCO. Eine Verbesser-

Diskussionsleitung: Hr. Stump (BEO)Komitee: Hr. Fuhs (HMI),Hr. Schott (ZSW), Hr. Wagner (FZJ)

93

Abschlussdiskussion TCO-Workshop: Wo bestehtForschungsbedarf?

FVS Workshop 2000Abschlussdiskussion

ung der optoelektronischen Eigenschaften der p-leiten-den TCO-Schichten erfordert umfangreiche Grundlagen-und Entwicklungsarbeiten.

• Eine wichtige Frage ist die Stabilität von TC Materialien.Hier besteht insbesondere beim ZnO noch intensiverForschungsbedarf. Die bisherige Optimierung verliefmeist empirisch. Beim Einsatz von ZnO in CIS-Solarmo-dulen spielt eine geeignete, ausgeklügelte Verkapselungeine zentrale Rolle. Diese Verkapselung ist teurer als die"Standardtechnologie".

• Neben den optischen und elektrischen Eigenschaften der TCO-Schichten erfordern neue Konzepte zum Solar-zellendesign zusätzlich temperaturstabile TCO-Schichten(z.B. für CIS in der Superstrate-Konfiguration oder beibestimmten Ansätzen für Si Dünnschichtsolarzellen).

• In Deutschland konzentriert man sich bei der TCOHerstellung auf die Sputtertechnologie. CVD Prozesseermöglichen allerdings noch höhere Depositionsratenund sind insbesondere für SnO2 sehr attraktiv ( z. B.:Entwicklungen für a-Si Solarzellen in Japan und in denNiederlanden). Sollten alternative Herstellungsverfahrenzum Sputtern auch in Deutschland untersucht werden?

• Neben den klassischen TCO Materialien können auch mit dünnen Metall– insbesondere mit Silberschichtentransparent hochleitfähige Schichten hergestellt werden.Dieser Ansatz wurde bisher für Dünnschichtsolarzellenkaum verfolgt.

Allgemeiner Forschungsbedarf:

• Herr Schott fasste die Diskussionen rund um den Work- shop folgendermaßen zusammen: TCO-Schichten warenzunächst mit einer gewissen Qualität verfügbar, die aus-reichte, um die verschiedenen Dünnschichtsolarzellen-typen zu entwickeln. Das Hauptinteresse galt der Unter- 94


suchung und der Entwicklung der Absorberschichten.Inzwischen sieht die Industrie ein großes Marktpotentialfür Dünnschichtsolarzellen. Der Einfluss der TCO-Schichten auf die Leistungsfähigkeit der Solarzellen so-wie auf deren Herstellkosten wurde verstärkt wahrge-nommen. Allerdings fehlt die nächste Generation vonTCO-Schichten. Neben der Entwicklung der derzeitigenTechnologie, müssen neue Materialien und Konzepteheute im Grundlagenbereich entwickelt werden, um in10-15 Jahren zur Verfügung zu stehen. GrundlegendeForschung an den TCO-Schichten und den Grenzflächenzum TCO ist dafür notwendig.

• Auch das theoretische Verständnis der TCO-Materialiensowie der Grenzflächen zwischen den TCO- und denHalbleiterschichten ist noch nicht sehr weit entwickelt.Hier besteht grundlegender Forschungsbedarf.

• Hr. Stump hat darauf hingewiesen, dass nicht nur derErfolg im Bauelement relevant ist, sondern die Kosten,die Umweltverträglichkeit und die Verfügbarkeit wichti-ge Kriterien bei der Auswahl der Materialien sein müs-sen. Eine Zusammenarbeit mit Solarmodulherstellernund Anlagenbauern sollte auch bei Neuentwicklungenfrühzeitig angestrebt werden, um die industrielle Um-setzbarkeit der Ergebnisse zu gewährleisten und dieUmsetzung selbst zu beschleunigen.

• Herr Blask hat angeregt, bei Grundlagenthemen ver-stärkt Mittel aus dem BMBF zu nutzen, die für Grundla-genthemen vorgesehen sind.

Zusammenfassung

Die Diskussion hat gezeigt, dass Bedarf an verbessertenTCO‘s besteht, um den Wirkungsgrad von Solarmodulenzu erhöhen und auch um deren Zuverlässigkeit und Lang-zeitstabilität zu gewährleisten. Aber auch bei den derzeit95


eingesetzten TCO-Materialien und Herstellverfahren sindnoch viele grundlegende Fragen ungeklärt, die die opti-schen, elektrischen und strukturellen Eigenschaften derTCO-Schichten und der Grenzflächen zu diesen Schichtenbetreffen. Die derzeitigen "State-of-the-art"-Konzepte ausden verschiedenen Forschungslaboratorien werden derzeitin mehreren Verbundprojekten mit hoher Industriebetei-ligung in die Fertigung überführt. Der generelle Tenor wardaher, dass die nächsten Jahre genutzt werden müssen, umintensiv an den Grundlagen zum TCO-Material und denGrenzflächen zu forschen, um die nächste Generation vonTCO-Schichten zu entwickeln. Ein Redner bemerkte bereitswährend des Workshops: "TCO lebt".

96


Teilnehmer

97


Name Anschrift Vortrag Poster

Arntzen, Markus, Dr. INTERPANE Entwicklungs- und Beratungs-gesellschaft mbH & Co, Lauenfö[email protected]

Bastek, Hermann, Dr. BEO, Forschungszentrum Jü[email protected]

Beneking, Claus, Dr. Institut für Halbleitertechnologie II, RWTH Seite 51Aachen, Sommerfeldstr. 24, D-52056 Aachen, Tel.: 0241-8867203, Fax: [email protected]

Blask, Harry, Dr. Bundesministerium für Wirtschaft und Technologie, Bonn

Blessing, Rolf, Dr. INTERPANE Entwicklungs- und Beratungsgesell-schaft mbH & Co, Lauenfö[email protected]

Blieske, Ulf, Dr. VEGLA Vereinigte Glaswerke, [email protected]

Borchert, Dietmar Fraunhofer-Institut für Solare Energiesysteme Seite 54ISE, [email protected]

Brammer, Torsten Institut für Photovoltaik (IPV), Forschungs- Seite 74zentrum Jülich GmbH, D-52425 Jülich, Tel.: 02461-612679, Fax:[email protected]

Bräuer, Günter, Prof. Fraunhofer-Institut für Elektronenstrahl- und Seite 7Plasmatechnik FEP, Dresden und Fraunhofer-Institut für Schicht- und OberflächentechnikIST, [email protected]

Daey Ouwens, Jeroen Debye Institut, Universität Utrecht, PO Box Seite 7180000, NL-3508 TA Utrecht, Niederlande, Tel.:+31-30-2532467, Fax: [email protected]

Daube, Christoph Balzers Process Systems, Alzenau Seite [email protected]

98



Eisenbeiß, Bernd, Dr. Deutsches Zentrum für Luft- und Raumfahrt, Köln

Ellmer, Klaus, Dr. Hahn-Meitner-Institut (HMI), Berlin Seite [email protected]

Fay, Sylvie Institute de Microtechnique de Neuchâ[email protected]

Fenske, Frank. Dr. Hahn-Meitner-Institut (HMI), Berlin Seite [email protected]

Fuhs, Walther, Prof. Hahn-Meitner-Institut (HMI), [email protected]

Gabler, Hansjörg, Dr. Zentrum für Sonnenenergie- und Wasserstoff- Forschung, [email protected]

Gegenwart, Rainer, Dr. ANTEC GmbH, Industriestr 2-4, Seite 6665779 Kelkheim/Ts,[email protected]

Geyer, Robert ASE GmbH, [email protected]

Gläser, Hans Joachim, Dr.

Graf, Wolfgang Fraunhofer-Institut für Solare Energiesysteme Seite 16 Seite 86ISE, Oltmannsstr. 5, 79100 [email protected]

Grauvogl, Manfred, Dr. Arcon Beschichtungstechnik, [email protected]

Groenen, Roland TUE, [email protected]

Henrion, Wolfgang, Dr. Hahn-Meitner-Institut (HMI), [email protected]

Herlitze, Lothar, Dr. INTERPANE Entwicklungs- und Beratungs-gesellschaft mbH, Lauenfö[email protected]

Ito, Manabu Institut für Physikalische Elektronik, [email protected]

99



Jägermann, Wolfram TU [email protected]

Janke, Nikolas VEGLA Vereinigte Glaswerke, [email protected]

Klein, Andreas TU Darmstadt, Fachbereich Materialwissen- Seite 25schaft, Fachgebiet Oberflächenforschung, Petersenstrasse 23, 64287 Darmstadt, Tel.: 06151-166354, Fax [email protected]

Klenk, Rainer, Dr. Hahn-Meitner-Institut (HMI), [email protected]

Kluth, Oliver Institut für Schicht- und Ionentechnik Seite 40(ISI-PV), Forschungszentrum Jülich [email protected]

Knipp, Dietmar, Dr Institut für Schicht- und Ionentechnik Seite 56(ISI-PV), Forschungszentrum Jü[email protected]

König, Christian Agentur König, [email protected]

Kowalsky, Wolfgang Institut für Hochfrequenztechnik, Technische Seite 21Universität Braunschweig, Postfach 3329, D-38023 [email protected]

Kroll, Ulrich Institute de Microtechnique de Neuchâ[email protected]

Lechner, Peter Angewandte Solarenergie – ASE GmbH, Seite 67Produktzentrum [email protected]

Löffl Anton Institut für Physikalische Elektronik, [email protected]

Löffler, Jochen Utrecht [email protected]

Lundszien, Dietmar, Dr. ISI-PV, Forschungszentrum Jü[email protected]

100



Menner, Richard Zentrum für Sonnenenergie- und Wasserstoff-Forschung, [email protected]

Menzel, Stefan Pilkington Flabeg, Furth im [email protected]

Mergel, Dieter, Prof. Universität GH Essen, 45117 Essen Seite [email protected]

Middelman, Erik Akzo Nobel Chemicals Research, P.O.Box 9300, Seite 156800SB Arnhem, The [email protected]

Müller, Joachim, Dr. ISI-PV, Forschungszentrum Jü[email protected]

Nositschka, Andreas Institut für Halbleitertechnologie II, RWTH [email protected]

Ochotzki, Christine Fachbereich Physik und Forschungsschwerpunkt Seite 76Materialwissenschaften der Universität Kaisers-lautern, Postfach 3049, D-67653 Kaiserslautern,Tel. 0631-2054307 Fax. [email protected]

Peters, Carsten Frauenhofer-Institut für Elektronenstrahl- und Plasmatechnik FEP, [email protected]

Pettenkofer, Christian Hahn-Meitner-Institut (HMI), AG SE6, Seite 33Kekuléstr. 5, 12489 [email protected]

Poschenrieder, Margret Hahn-Meitner-Institut (HMI), Abt. Silizium- Seite 88Photovoltaik, Kekuléstr. 5, 12489 [email protected]

Powalla, Michael, Dr. Zentrum für Sonnenenergie- und Wasserstoff- Seite 61Forschung, Heßbrühlstr. 21c , D-70565 Stuttgart, Tel.: 0711-7870-263, Fax.: [email protected]

Rech, Bernd, Dr. ISI-PV, Forschungszentrum Jü[email protected]

101


102


Rebien, Matthias Hahn-Meitner-Institut (HMI), Kekuléstr. 5, 12489 [email protected]

Rubbert, Frank VEGLA Vereinigte Glaswerke, [email protected]

Ruske, Manfred Balzers Process Systems, [email protected]

Schade, Horst, Dr. ASE GmbH, [email protected]

Schedlbauer, Franz Pilkington Flabeg, Furth im [email protected]

Schlatmann, Rutger Akzo Nobel Chemical Research, [email protected]

Schock, Hans-Werner Universität Stuttgart, Institut für Physikalische Seite 45Elektronik, Pfaffenwaldring 47, D-70563 [email protected]

Seitz, Holger Uni [email protected]

Schott, Thomas, Dr. Zentrum für Sonnenenergie- und Wasserstoff-Forschung, [email protected]

Schropp, Ruud Uni. [email protected]

Siekmann, Hildegard ISI-PV, Forschungszentrum Jü[email protected]

Spee, Carl TNO-TPD, [email protected]

Sprecher, Bernd Würth Solar, Marbach am [email protected]

Stadermann, Gerd, Dr. Forschungsverbund Sonnenenergie, [email protected]

Steffen, Hartmut, Dr. Institut für Physik, Uni Greifswald Seite [email protected]


Stiebig, Helmut, Dr. Institut für Photovoltaik (IPV), Forschungs- Seite 48zentrum Jülich GmbH, D-52425 Jülich, Tel.: 02461-612954, Fax: [email protected]

Strümpfel, Johannes, Dr. Von Ardenne Anlagentechnik GmbH, Seite 20Plattleite 19/29, 01324 [email protected]

Stump, Norbert, Dr. BEO, Forschungszentrum Jü[email protected]

Szyszka, Bernd, Dr. Fraunhofer Institut für Schicht- und Ober- Seite 31flächentechnik IST, Bienroder Weg 54e, 38108 [email protected]

Tölle, Rainer BP [email protected]

Wagner Heribert, Prof. ISI-PV, Forschungszentrum Jü[email protected]

Winkler, Torsten FEP Dresden [email protected]

Wittkopf, Hartmut Pilkington Gelsenkirchenhartmut.wittkopf @pilkington.de

Wittwer, Voker Fraunhofer-Institut für Solare Energiesysteme ISE, Oltmannsstr. 5, 79100 [email protected]

Wulff, Harm Institut für Chemie, Uni [email protected]

Zweigart, Siegmund Siemens ZT, Mü[email protected]


103



105

HanauISET

JülichFZJwww.fz-juelich.de

StuttgartZSWwww.zsw-bw.deDLRwww.dlr.de/TT

UlmZSWwww.zsw-bw.de

FreiburgFraunhofer ISEwww.ise.fhg.de

AlmeríaPSAwww.psa.es

KölnDLRwww.dlr.de

BerlinHMIwww.hmi.dewww.hmi.de/bereiche/SE/SE1

PotsdamGFZwww.gfz-potsdam.de

Hannover

ISFH

Hameln/EmmerthalISFHwww.isfh.de

KasselISETwww.iset.uni-kassel.de

ForschungsVerbund Sonnenenergie • Geschäftsstelle c/o Hahn-Meitner-Institut • Kekuléstraße 5 • D-12489 Berlin Telefon: (030) 670 53-338Telefax: (030) 670 53-333 • E-Mail: [email protected] • www.FV-Sonnenenergie.de


106

FVS

Anschriften der MitgliedsinstituteDLR Deutsches Zentrum

für Luft- und Raumfahrt e.V.

Linder Höhe • D-51147 Köln

Telefon (0 22 03) 601-0

Telefax (0 22 03) 637-10

E-Mail: [email protected]

www.dlr.de

Standort StuttgartPfaffenwaldring 38–40

D-70569 Stuttgart

Telefon (0711) 68 62-0

Telefax (0711) 68 62-349


FZJ Forschungszentrum Jülich GmbH

D-52425 Jülich

Telefon (0 24 61) 61-4661

Telefax (0 24 61) 61-4666


www.fz-juelich.de

Fraunhofer ISE

Fraunhofer-Institut

für Solare Energiesysteme

Oltmannsstraße 5 • D-79100 Freiburg

Telefon (07 61) 45 88-0

Telefax (07 61) 45 88-100


www.ise.fhg.de

GFZ GeoForschungsZentrum Potsdam

Stiftung des öffentlichen Rechts

Telegrafenberg • D-14473 Potsdam

Telefon (0331) 288-10 40

Telefax (0331) 288-10 44


www.gfz-potsdam.de

HMI Hahn-Meitner-Institut Berlin GmbH

Glienicker Straße 100 • D-14109 Berlin

Telefon (030) 80 62-2034

Telefax (030) 80 62-2998


www.hmi.de

Institutsteil Adlershof • Abt. PhotovoltaikKekuléstraße 5 • D-12489 Berlin

Telefon (030) 670 53-353

Telefax (030) 670 53-333


ISFH Institut für Solarenergieforschung

GmbH Hameln/Emmerthal

Am Ohrberg 1 • D-31860 Emmerthal

Telefon (0 51 51) 9 99-0

Telefax (0 51 51) 9 99-400


www.isfh.de

Außenstelle HannoverSokelantstraße 5 • D-30165 Hannover

Telefon (05 11) 358 50-0

Telefax (05 11) 358 50-110


ISET Institut für Solare Energiever-

sorgungstechnik Verein an der Universität

Gesamthochschule Kassel e.V.

Königstor 59 • D-34119 Kassel

Telefon (05 61) 72 94-0

Telefax (05 61) 72 94-100


www.iset.uni-kassel.de

Standort HanauRodenbacher Chaussee 6 • D-63457 Hanau

Telefon (0 61 81) 58-27 01

Telefax (0 61 81) 58-27 02


ZSW Zentrum für Sonnenenergie- und

Wasserstoff-Forschung Baden-Württemberg

Gemeinnützige Stiftung

Heßbrühlstraße 21C • D-70565 Stuttgart

Telefon (07 11) 78 70-0

Telefax (07 11) 78 70-100


www.zsw.de

Geschäftsbereich UlmHelmholtzstraße 8 • D-89081 Ulm

Telefon (07 31) 95 30-0

Telefax (07 31) 95 30-666

FVS ForschungsVerbund Sonnenenergie

Geschäftsstelle

c/o Hahn-Meitner-Institut

Kekuléstraße 5 • D-12489 Berlin

Telefon (030) 670 53-338

Telefax (030) 670 53-333


www.FV-Sonnenenergie.de


ImpressumForschungsVerbund SonnenenergieWorkshopTCO für Dünnschichtsolarzellen10.-11.02.2000 im Forschungszentrum Jülich

Veranstalter: Forschungszentrum Jülichin Zusammenarbeit mit dem Hahn-Meitner-Institut Berlin

Herausgeber: FVS ForschungsVerbund SonnenenergieGeschäftsstellec/o Hahn-Meitner-InstitutKekuléstraße 5 • D-12489 BerlinTelefon (030) 670 53-338Telefax (030) 670 53-333E-Mail: [email protected]

Druck: Druckhaus am Treptower ParkAm Treptower Park 28 - 3012435 Berlin

ISSN: 0949-1082

Berlin Juli 2001107

Documents

Sonnenenergie TCO für ForschungsVerbund Sonnenenergie …tes oder unbalanciertes Magnetfeld), Abscheiderate, An-ordnung des Substrates relativ zum Target (parallel oder senkrecht)