Журнал ОАО научно-производственного предприятия “ квант “ 34



страница1/7
Дата29.04.2016
Размер0.98 Mb.
  1   2   3   4   5   6   7

Журнал

ОАО


НАУЧНО-ПРОИЗВОДСТВЕННОГО ПРЕДПРИЯТИЯ

КВАНТ “



34

2014



ТЕХНИЧЕСКИЙ ПРОГРЕСС И ЭКОНОМИКА



В НОМЕРЕ:

ФОТОЭНЕРГЕТИКА




Емельянов Е.А., Василенко А.П., Лошкар И.Д., Колесников А.В., Никифоров А.И., Паханов Н.А., Феклин Д.Ф., Путято М.А., Пчеляков О.П., Семягин Б.Р., Труханов Е.М., Преображенский В.В., Владимиров В.М., Паршин А.С. Современное состояние работ по созданию технологии МЛЭ высокоэффективных солнечных батарей для косми-ческих аппаратов . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 3


ХИМИЧЕСКИЕ ИСТОЧНИКИ ТОКА




Васин А.А., Михайлин С.В., Попель О.С., Тарасенко А.Б., Титов В.Ф., Фрид С.Е. Проблемы и перспективы применения литий-ионных аккумуляторов в наземных энергоустановках на основе ВИЭ . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 12

Скундин А.М., Кулова Т.Л. Перспективы совершенствования и применения литий-ионных аккумуляторов . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 21

ЭКОНОМИКА




Крайнов М.С. Нормирование трудоемкости производства серебряно-цинковых аккумуляторов . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 29
Липина С.А. Зелёная экономика – путь развития государств в XXI веке . . . 39
Кукшин А.И., Панферов В.И., Липина А.В. Маркетинг и коммерциализация систем автономной энергетики в условиях формирования «зеленой» экономики . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 42

ЭЛЕКТРОМОБИЛИ




Павлушков Б.Э, Сидоров К.М. МЕТОДИКА РАСЧЕТА РАСХОДОВ НА ПОДГОТОВКУ ПРОИЗ-ВОДСТВА Перспективные разработки оборудования для автономных энергосистем и тяговых электроприводов . . . . . . . . . . . . . . . . . 45


Доклады конференции смотрите в 32 - 34 номерах журнала

С журналом можно ознакомиться в интернете: npp-kvant.ru

ISSN 0868-8605

Автономная энергетика:

технический прогресс и экономика

34, 2014 г.


Регистрационный номер издания 304

от 28.09.1990 г.


Главный редактор

А.В. Некрасов, к.э.н.



Редакционная коллегия:

С.К. Бычковский, к.т.н.



М.Б. Каган, д.т.н.

В.А. Ковалёв

М.П. Кондрашова (зам. гл. редактора)

А.Ф. Милованов, к.ф-м.н.

Б.В. Спорышев, к.т.н.

Е.А. Тейшев, к.т.н.

Научный редактор  А.Н. Федоровский (к.ф-м.н.)
Редактирование, техническое редактирование,

компьютерная верстка  М.П. Кондрашова

© «Автономная энергетика: технический прогресс и экономика


ФОТОЭНЕРГЕТИКА
Современное состояние работ по созданию технологии МЛЭ высокоэффективных солнечных батарей для космических аппаратов
Е.А. Емельянов1, А.П. Василенко1, И.Д. Лошкарев1,А.В. Колесников, к.ф-.м.н 1,

А.И. Никифоров1, к.ф.-м.н., Н.А. Паханов1, к.ф.-м.н., Д.Ф. Феклин1, к.ф.-м.н.,

М.А. Путято, к.ф.-м.н.1, О.П. Пчеляков1,2, д.ф.-м.н., Б.Р. Семягин1, к.ф.-м.н.,

Е.М. Труханов1,3, д.ф.-м.н., В.В. Преображенский1, к.ф.-м.н., В.М. Владимиров4, д.т.н.,

А.С. Паршин5, к.ф.-м.н.

1Институт физики полупроводников им. А.В. Ржанова СО РАН, г. Новосибирск,

2ТГУ г. Томск, 3НГУ, Новосибирск, 4НПФ «Электрон», 5СибГАУ, г. Красноярск




Введение
Современные высокоэффективные солнечные элементы (СЭ) представляют собой сложные многослойные гетеросистемы. Они состоят из трех основных p-n переходов выполненных из Ge, InGaAs, InGaP соединенных последовательно туннельными диодами. Поскольку эти материалы совместимы по постоянной кристаллической решетки, гетероструктуры для СЭ на их основе выращиваются в едином ростовом процессе на германиевом p-n переходе-подложке или на арсениде галлия [1 - 3]. Всё большее применение в этом процессе находят нанотехнологии. Мировой рекорд по эффективности трёхпереходных солнечных батарей с КПД вплоть до 44,5 % при интенсивностях солнечного излучения в несколько сотен солнц достигнут в настоящее время американской фирмой Solar Junction при использовании молекулярной эпитаксии [4].

В перспективе крайне желательно заменить дорогие и тяжелые подложки Ge и GaAs на дешевые и легкие кремниевые пластины. Создание высокоэффективных приборов микро-, нано- и фотоэлектроники на основе полупроводниковых наногетероструктур состоящих из соединений AIIIBV, выращенных на дешевых и прочных Si подложках, является одной из приоритетных задач современного полупроводникового материаловедения. Решение этой проблемы крайне важно и для развития высокоэффективной фотовольтаики.

Основной проблемой на этом пути является большие рассогласования постоянных решетки (~ 4 %) и линейного коэффициента термического расширения (до 50 %) кремния с наиболее пригодными и технологически отработанными материалами для каскадных СЭ такими как GaAs, AlGaAs, InGaP, Ge и др., имеющими значения запрещенных зон Eg, близкие в комбинации к оптимальным для эффективного преобразования солнечной энергии. Различия в указанных параметрах обуславливают возникновение прорастающих дислокаций в эпитаксиальных пленках соединений AIIIBV. Прямыми экспериментами было установлено (для гетероструктур GaAs/Si и GaP/Si [3]), что плотность прорастающих дислокаций непосредственно при температуре выращивания может быть снижена до 104  105 см-2, тем не менее, после охлаждения до комнатной температуры она возрастает до 106 - 107 см-2. Таким образом, для любых AIIIBV гетеросистем на подложке Si наиболее критичным оказывается не решёточное несоответствие (в системе GaP/Si, например, оно составляет десятые доли процента), а большая разница в линейных коэффициентах термического расширения сопрягаемых материалов. Отсюда следует, что снижение температуры роста − один из главных путей получения гетерослоёв с низкой плотностью пронизывающих дислокаций. В этом отношении наиболее подходящей эпитаксиальной технологией является метод молекулярной эпитаксии, позволяющий выращивать арсенид галлия при температуре 150 - 200о С.

Для использования Si в качестве активного слоя необходим прозрачный в области фоточувствительности Si буферный слой, согласующий постоянные решетки подложки и структуры СЭ. Отработка технологии выращивания “прозрачного” буферного слоя с плотностью прорастающих дислокаций менее 106 см-2 является ключевым и наиболее проблемным моментом при создании сверхэффективных каскадных СЭ. При этом буферные слои должны иметь гладкую поверхность при толщине около 1 мкм. В нашей работе показана возможность решения данной проблемы путём выращивания гетероструктур GaAs/GaP/Si с применением на начальной стадии роста нанотехнологии – атомно-слоевой эпитаксии.

К настоящему времени наметилось два пути решения задачи создания СЭ на активной подложке кремния:

Первый путь − разработка методов получения новых материалов с нужными ширинами запрещенных зон Eg и при этом согласованными по параметру решетки с Si. В мире ведутся весьма интенсивные исследования в этом направлении, связанные, в основном, с использованием азот-содержащих соединений AIII-N-BV. Наиболее подходящим для этих целей считается четверной твердый раствор GaNy(PxAs1-x)1-y. Ширина запрещённой зоны этого материала, в зависимости от соотношения компонентов, может изменяться от 1.5 эВ до 2.0 эВ, при полном согласовании параметра решетки с Si-подложкой. При этом GaNy(PxAs1-x)1-y является квази-прямозонным полупроводником с подходящим для СЭ спектром поглощения. Однако электрофизические параметры таких материалов, и прежде всего, диффузионная длина неосновных носителей заряда, остаются крайне низкими по сегодняшний день. Более того, по мнению ведущих специалистов, вопрос о возможности их улучшения остаётся открытым. Последнее обстоятельство ставит под сомнение перспективность этого направления в принципе.

Второй путь – это создание на кремнии буферного слоя SixGe1-x с “выходом” на постоянную решетки Ge которая очень близка к постоянной решетки соответствующих AIIIBV твёрдых растворов. Этот маршрут в принципе позволяет выращивать на монокристаллических кремневых подложках достаточно высококачественные слои AIIIBV с большими значениями диффузионных длин неосновных носителей заряда и, следовательно, КПД СЭ. Работы в этом направлении ведутся также достаточно широко.

Отметим, что этот подход имеет принципиальный недостаток. И состоит он в том, что буферный слой SixGe1-x, толщина которого не менее 10 микрон, непрозрачен в спектральной области эффективного фотопреобразования в кремнии. Поэтому Si, который сам по себе может использоваться как весьма эффективный элемент многокаскадного СЭ, в данном случае выступает просто как инертная несущая подложка.

В каскадном СЭ крайне желательно использовать Si как активный слой. Для этого необходим буферный слой, согласующий постоянные решетки подложки и структуры СЭ, который должен быть прозрачным в спектральной области фоточувствительности Si. Поэтому нами выбран третий путь, а именно, использование буферных слоев на основе соединений AIIIBV (AlAs, GaAs и др.). Эти соединения прозрачны в области спектральной чувствительности кремния и позволяют «выйти» на постоянную решетки GaAs, что даст возможность выращивать на них изорешеточные с GaAs соединения, AlxGa1-xAs, InxGa1-xPyAs1-y, Inx(AlGa)1-xP, хорошо отработанные в настоящее время для высокоэффективных СЭ. При постоянной решетки GaAs эти твердые растворы имеют Eg близкие к оптимальным для более полного охвата всего диапазона солнечного спектра. Комбинация вышеперечисленных материалов с активным Si позволит создать одну из самых эффективных архитектур 2-х и 3-х каскадных СЭ о реальной разработке которых можно говорить в настоящее время. Так ожидаемый КПД для двухкаскадного СЭ AlGaAs/Si или InGaP/Si (с Eg 1,7/1,1 – 1,8/1,1 эВ) составляет 44 %. Для трехкаскадного InGaP/GaAs/Si (с Eg 1,81/1,4/1,1 эВ) ожидаемый КПД возрастает до 47 %.

В ИФП СО РАН ведутся работы по созданию высокопроизводительной и недорогой аппаратуры для сверхвысоковакуумной технологии молекулярно-лучевой эпитаксии гетероструктур для солнечных элементов с применением космических технологий [5] и разрабатывается технология получения высокосовершенных гетероструктур GaAs/Si. Основным условием создания высокоэффективных солнечных элементов на гетероструктурах AIIIBV/Si является получение высокосовершенных эпитаксиальных слоев материалов AIIIBV на подложках кремния. Поэтому в данной работе будут рассмотрены факторы, влияющие на свойства пленок GaAs, выращенных на Si и изготовленных на их основе солнечных элементов.


1. Эксперимент и результаты

    1. Рост гетероструктур из молекулярных пучков для солнечных элементов

Эпитаксиальные структуры выращивались на модернизированной сверхвысо-ковакуумной установке МЛЭ «Штат». Для получения потока Ga и Si использовались тигельные молекулярные источники (МИ), а для получения потоков молекул As2 и P2 использовались вентильные источники с зоной крекинга [6]. Контроль за состоянием поверхности во время роста осуществлялся методом дифракции быстрых электронов на отражение (ДБЭО). Структуры выращивались на подложках Si(001), отклонённых на 6 в направлении [110]. В ходе выполнения работы были выращены пленки GaAs как с ориентацией (001), так и с ориентацией (00-1). Ориентация эпитаксиальных слоев GaAs задавалась с использованием подслоя мышьяка по методике, изложенной в [7].

Получение атомарно-чистой поверхности подложки является важным этапом подготовки к проведению процесса эпитаксии. В установках МЛЭ АIIIВV очистка поверхности кремния может проводиться как традиционным методом в потоке кремния, так и с использованием потока атомов галлия [8]. В представленной работе использовался поток кремния.

Для удаления окисного слоя на поверхность подложки при температуре 750 C (TS) подавался поток кремния, соответствующий скорости роста 1,5 нм/мин. Контроль за уходом окисла осуществлялся методом ДБЭО. Наблюдение проводилось в азимуте, параллельном направлению краев террас. После удаления окисленного слоя подложка отжигалась в течение 15 минут в условиях сверхвысокого вакуума при температуре 850 C. Отжиг подложек Si(001), отклоненных на несколько градусов в направлении [110], ведет к формированию на поверхности кристалла системы террас со ступенями высотой в два атомных слоя, что позволяет избежать формирования антифазных границ при последующем наращивании слоя GaAs. Ступени ориентированы перпендикулярно направлению отклонения поверхности подложки от плоскости (001). Верхний слой атомов кремния димеризован. Согласно данным [7], димерные связи Si–Si оказываются ориентированными параллельно направлению краев террас.

При взаимодействии вицинальной поверхности кремния с потоком молекул мышьяка на ней формируется упорядоченный эпитаксиальный слой димеризованных атомов мышьяка. В зависимости от условий осаждения связь As-As в димерах оказывается расположенной либо параллельно (As||), либо перпендикулярно (As) краям террас [7]. Именно ориентацией слоя атомов мышьяка относительно направления отклонения подложки и задается ориентация пленки GaAs. В зависимости от ориентации ячейка поверхностной структуры GaAs(2×4) по-разному располагается относительно краев террас. В пленках GaAs(00-1)/Si ячейка поверхностной структуры (2×4) ориентирована вдоль, а димеры мышьяка, соответственно, поперек ступеней. В случае GaAs(001)/Si ячейка (2×4) оказывается расположенной перпендикулярно, а димеры мышьяка параллельно краям террас. Условия получения слоя мышьяка с заданной ориентацией в установке МЛЭ описаны в [7]. После формирования слоя атомов мышьяка подложка охлаждалась до температуры зарождения слоя GaAs.

Для формирования слоя атомов мышьяка As-типа очищенная подложка кремния со сверхструктурой Si(2×1), охлаждалась без потоков в условиях сверхвысокого вакуума до TS=150 C, а затем выдерживалась в потоке молекул As2 в течение 5 минут. После экспозиции в потоке мышьяка подложка нагревалась до 600 C. Время выдержки при этой температуре составляло 5 минут. Процесс формирования слоя мышьяка контролировался методом ДБЭО. В результате отжига осажденного таким образом слоя мышьяка получали стабилизированную мышьяком поверхностную структуру As(1×2)/Si. В случае формирования слоя димеров мышьяка As||-типа подложка кремния со сверхструктурой Si(2×1) охлаждалась в условиях сверхвысокого вакуума до TS = 480 C, и выдерживалась в слабом потоке молекул As2 в течение 10 минут. В этом случае мышьяк замещал верхний слой атомов кремния. После формирования структуры As||(2×1)/Si подложка охлаждалась до температуры зарождения слоя GaAs.

Известно, что при зарождении GaAs на Si методом МЛЭ нанесение менее 1 монослоя GaAs приводит к образованию островков плотностью до 1011 см2. Срастание островков сопровождается появлением в пленке прорастающих дислокаций с плотностью до 109 см2 [9]. Чтобы избежать образования островков и тем самым снизить плотность прорастающих дислокаций, на начальных стадиях зарождения используют метод атомно-слоевой эпитаксии (АСЭ) [10]. В данной работе был использован именно этот подход. Зарождение слоя GaAs осуществляли методом атомно-слоевой эпитаксии при TS = 260 C. Толщина слоя зарождения GaAs составляла 2.8 нм. После зарождения температура подложки повышалась до 350 С и методом МЛЭ выращивался низкотемпературный (НТ) буферный слой GaAs толщиной 250 нм. Описанные условия зарождения и роста буферного слоя GaAs, позволяют на малой толщине получить гладкую (в масштабах чувствительности метода ДБЭО) поверхность [11]. Полученные в итоге буферные слои использовались в качестве подложек для выращивания структур для солнечных элементов. Базовый профиль структуры представлен в табл. 1.

Таблица 1

Данные рентгеновских измерений параметров структуры пленки в сечениях,

перпендикулярных границе раздела, которые расположены вдоль и поперек ступеней




№ образца

Димеры As

Сечение поперек ступеней

Сечение вдоль ступеней

%

угл.с.

 угл.с.

%

угл.с.

 угл.с.

A1

||

104

37

-1733

89

79

111

A2

104

34

-725

97

44

33

A3

99.7

-2

-670

93.6

118

109

B1



104

23

905

110

-55

-116

B2

104

22

832

110

-48

-108

B3

98.5

-73

820

105.6

-79

-142

Для повышения структурного совершенства и улучшения морфологии поверхности эпитаксиальных слоев GaAs/Si целесообразно увеличивать их толщину. Но данный путь имеет ограничения. Пленки GaAs/Si толщиной больше 4 мкм трескаются со временем из-за напряжений, возникающих в структуре при ее охлаждении от температуры роста до комнатной. Причиной этого явления служит различие КТР Si и GaAs. Так как толщина структуры солнечного элемента на основе GaAs составляет около 2 - 3 мкм, то толщина переходного слоя от Si к структуре солнечного элемента не должна превышать 1 - 1,5 мкм.

Базовая толщина переходных слоев GaAs/Si была принята равной 1,5 мкм. В качестве слоя зарождения использовался слой GaP с ориентацией (001) и (00-1). При фиксированной толщине слоя GaAs/Si плотность прорастающих дислокаций можно понизить путем введения дислокационных фильтров и проведения циклических отжигов на различных этапах роста.

На полученных структурах формировались солнечные элементы без просветля-ющего покрытия, и проводилось измерение их ВАХ.



1.2 Структурные исследования гетерокомпозиций GaAs/Si

с различной ориентацией


Рис. 1. Картина ДБЭО от поверхности пленки GaAs толщиной 3 монослоя на подложке Si(001), полученной отклонением на 6.2 вокруг направлен <011>. Первый слой As выращен путем замещения моно-слоя кремния атомами мышьяка. Через Ф обозначены площадка фасетки (2 2 13) и перпендикулярное ей направление [2 2 13], вдоль которого вытянуты слабые тяжи (см. вставку к рисунку).
fig

На рис. 1 представлена картина ДБЭО, которая получена от пленки GaAs толщиной 3 монослоя, выращенной на поверхности кремния со слоем атомов мышьяка, полученным путем замещения. Плоскость экрана перпендикулярна краям террас (т.е. поток электронов падает вдоль ступеней). Вертикальные тяжи соответствуют вицинальной ориентации (1 1 13), повернутой на 6,2º относительно сингулярной плоскости (001). Как показано на вкладке, расположенной в нижней правой части рисунка, тяжи имеют сложную структуру. Одна составляющая тяжей вытянута вдоль основного вертикального направления [1 1 13], а вторая составляющая – вдоль направления, близкого к [2 2 13] и обозначенного Ф. На основном рисунке показано, что это направление перпендикулярно наклонным граням на поверхности пленки (фасеткам), которые также обозначены Ф. Угол между вицинальной плоскостью (1 1 13) границы раздела и плоскостью фасеток (2 2 13) составляет около 6º. Толщина пленки на момент получения снимка (рис. 1) составляет 15 ангстрем, что меньше критической толщины (hК) для введения ДН. В процессе введения ДН тяжи от фасеток постепенно исчезают.

На образцах со слоем мышьяка, полученным путем осаждения (димеры As на поверхности пленки перпендикулярны ступеням), фасетки не наблюдались. После осаждения 20-ти монослоев методом АСЭ в том и другом режимах зарождения продолжался рост пленки методом молекулярно-лучевой эпитаксии при 350º С.

Рентгеноструктурный анализ пленки выполнен по методике [14]. Деформации пленки определялись независимо в двух взаимно перпендикулярных сечениях, расположенных вдоль и поперек ступеней, залегающих в ГР (см. табл.1). В сечении поперек ступеней по четырем кривым дифракционного отражения (КДО) в асимметричных отражениях типа {115} определялись сдвиговая деформация и угол поворота кристаллической решетки пленки относительно подложки, которые обозначены, как  и , соответственно. Степень релаксации ρ приведена для двух температур: комнатной (ρR) и температуры роста (ρG). При комнатной температуре возникает эффект «кажущейся перерелаксации», когда ρR превышает 100 %. Этот эффект возникает из-за разницы коэффициентов термического расширения сопрягаемых материалов. Измерения проводились на двухкристальном дифрактометре. От каждого образца записывалось по две КДО в отражениях (115), (1 -1 5), (-1 -1 5) и (-115).



  1. Обсуждение полученных данных

Данные рентгеновской дифрактометрии свидетельствуют о том, что способ зарождения первого монослоя As существенно влияет на результат пластической релаксации пленки GaAs. Димеры Аs, расположенные перпендикулярно и параллельно ступеням, в табл.1 обозначены, соответственно, ┴и ||. Образцы, в которых наблюдались указанные два варианта расположения димеров, обозначены соответственно, А1, А2, А3 и В1, В2, В3. Как видно из таблицы, образцы с различной ориентацией димеров As на поверхности имеют разный знак преимущественного поворота решетки пленки . Установление природы этого поворота является основным предметом исследований. Поэтому изучались параллельные ступеням дислокации несоответствия, введение которых обусловливает знак и величину угла поворота.

Сетка ДН формирует малоугловую границу в том случае, если имеет место преобладание дислокационных семейств с вектором Бюргерса, который содержит ненулевую проекцию одного знака на нормаль к границе раздела. В ГР (001) вводятся 8 семейств 60º-ДН по четырем плоскостям скольжения типа {111} (табл. 2). В GaAs различают ДН α- и β-типа, причем дислокации α-типа залегают в направлении [-110], которое совпадает с направлением ориентации димеров мышьяка на поверхности [12]. Дислокации β-типа вводятся в перпендикулярном направлении [-1 -1 0].


Таблица 2

Семейства дислокаций несоответствия, скользящих в GaAs,

и соответствующие им направления поворота пленки вокруг ступеней ГР.


Номер семейства

Направление и тип ДН

Вектор Бюргерса

Плоскость скольжения

Знак поворота

димеры

димеры ||

1

[-1 1 0] α-тип

a/2[ 1 0-1]

(1 1 1)

 

-

2

a/2[ 0 1-1]

3

a/2[ 0 1 1]

(-1-1 1)

 

+

4

a/2[ 1 0 1]

5

[-1-1 0] β-тип

a/2[ 0-1-1]

( 1-1 1)

-

 

6

a/2[ 1 0-1]

7

a/2[ 1 0 1]

(-1 1 1)

+

 

8

a/2[ 0-1 1]

Поворот в пленках, зарождение которых начиналось с осаждения мышьяка (димеры As перпендикулярны ступеням), создают дислокации β-типа, параллельные ступеням и принадлежащие семействам 5-8 (табл. 2). Знак поворота отрицательный (<0), если ДН принадлежат семействам 5 и 6, что зарегистрировано экспериментально (см. Табл. 1). Данный поворот предсказуем из соображений меньшей hК для этих семейств по сравнению с прочими и наблюдался в различных гетероструктурах [11, 12, 14].

Для образцов, в которых зарождение пленки начиналось с замещения (димеры As обозначены ||) поворот решеток вокруг оси, параллельной ступеням, формируют ДН -типа (семейства 1-4 в табл. 2), которые имеют более высокую подвижность [15]. Эти пленки демонстрируют увеличение отклонения от сингулярной ориентации в процессе введения ДН: как видно из табл. 1, для сечения, расположенного поперек ступеней, величина  > 0. Таким образом, повышенную плотность имеют ДН семейств 3 и 4 (табл. 2). Экспериментально зарегистрированный поворот не объясняется энергетической выгодностью введения ДН, имеющих наименьшую критическую толщину, поскольку семействам 1 и 2 соответствует меньшее значение hК, чем семействам 3 и 4 [16, 17]. Это направление поворота можно описать пластической релаксацией в результате образования Ломеровских дислокаций несоответствия вдоль направления ступеней. Они имеют минимальную критическую толщину, но их образование в рассматриваемых гетеросистемах возможно в результате реакции между двумя 60º–ДН с пониженным и повышенным значением hК.

Поворот решетки пленки, зарождение которой начиналось с замещения атомами As верхнего монослоя Si, по-видимому, объясняется морфологией поверхности растущей пленки. Выше было показано, что при таком способе зарождении на картинах ДБЭ видны тяжи, свидетельствующие наличие фасеток. Фасетки образованы эшелонами ступеней, которые в упруго напряженном слое являются концентраторами напряжений. В результате конфигурация поля напряжений в локальных местах гетеросистемы способствует генерации семейств 3 и 4. Таким образом, фасетки могут быть причиной введения «энергетически невыгодных» дислокационных семейств, которые создают разворот пленки в «нетипичную» сторону.

Для повышения структурного совершенства и улучшения морфологии поверхности эпитаксиальных слоев GaAs/Si целесообразно увеличивать их толщину. Но данный путь имеет ограничения. Пленки GaAs/Si толщиной больше 4 мкм трескаются со временем из-за напряжений, возникающих в структуре при ее охлаждении от температуры роста до комнатной. Причиной этого явления служит различие КТР Si и GaAs. Так как толщина структуры солнечного элемента на основе GaAs составляет около 2-3 мкм, то толщина переходного слоя от Si к структуре солнечного элемента не должна превышать 1-1,5 мкм. При фиксированной толщине слоя GaAs/Si плотность прорастающих дислокаций можно понизить путем введения дислокационных фильтров и проведения циклических отжигов на различных этапах роста.

Базовая толщина переходных слоев GaAs/Si была принята равной 1,5 мкм. В качестве слоя зарождения использовался слой GaP с ориентацией (001) и (00-1). На переходном слое GaAs/Si выращивалась структура солнечного элемента. Базовый профиль структуры представлен в табл. 3.


Таблица 3

Структура базового солнечного элемента




Материал

слоя


Толщина

Уровень

легирования, см-3



Назначение

слоя


GaAs:Si n++

300 нм

1 · 1019

Подконтактный слой

InGaP:Si n+

5 нм

8 · 1018

Стоп-слой

InAlP:Si n+

30 нм

8 · 1018

Барьер

GaAs:Si n+

100 нм

2 · 1018

Эмиттер

GaAs:Be p

3500 нм

1,7 · 1017

База

GaAs:Be p++

600 нм

5 · 1018

BSF барьер

GaAs:Si p+

250 нм

2 · 1018

Буфер

GaAs(001) p+







Подложка

В дальнейшем на полученных структурах формировались солнечные элементы и проводилось измерение их ВАХ.


3. Заключение
Исследован результат пластической релаксации пленок GaAs, выращенных на отклоненных подложках Si(001) с использованием двух способов зарождения первого монослоя As (осаждение и замещение). В случае замещения процесс зарождения сопровождался появлением фасеток на поверхности роста. Обнаружена зависимость результата протекания процесса пластической релаксации от способа зарождения. Разница заключается в характере поворота кристаллической решетки пленки. В обоих способах зарождения решетка пленки поворачивается вокруг направления ступеней <110> на вицинальной подложке Si(001). В случае зарождения осаждением в этом направлении залегают ДН -типа. В результате поворота ориентация поверхности пленки приближается к сингулярной.

В случае зарождения замещением параллельно оси поворота залегают ДН -типа; в результате поворота отклонение ориентации пленки от сингулярной (001) увеличивается. Вероятной причиной такого поведения авторы считают преимущественное введение дислокационных семейств 3 и 4 в силу наличия эшелонов ступеней (фасеток ~ (2 2 13)), выступающих в качестве концентраторов напряжений, которые облегчают введение именно этих семейств ДН.

Результаты наших исследований показали, что методом молекулярно-лучевой эпитаксии можно выращивать плёнки GaAs на подложках Si с плотностью прорастающих дислокаций менее 106 см-2, что соответствует лучшим мировым достижениям. Проведено сравнение характеристик GaAs солнечных элементов сформированных на подложках Si и GaAs. Полученные значения КПД солнечных элементов полученных на таких структурах 13,25 % и 25 % с учетом просветления даже без оптимизации их архитектуры показывают перспективы технологии для дальнейшего улучшения свойств структур GaAs/Si. Увеличение КПД будет достигнуто путём создания двух- и трёхпереходных солнечных элементов.
Работа выполняется при поддержке Программы «Экран» фундаментальных космических исследований РАН, контрактов с РКК «Энергия», ОАО «ИСС» им. М.Ф. Решетнёва, НПФ «Электрон» и ЦНИИмаш, гранта РФФИ 13-02-12119-офи-м-2013 и РФФИ – № 13-02-91182-ГФЕН-а. Анализ структуры образцов проводится на оборудовании ЦКП "Наноструктуры" при финансовой поддержке Миноборнауки России. Авторы признательны академику РАН А.Л. Асееву, чл.корр.РАН А.В. Латышеву и профессору ТГУ И.Ф. Ивонину за постоянное внимание и поддержку этой работы.
Литература

1. Андреев В.М.// Концентраторная солнечная фотоэнергетика, Альтернативная энергетика и экология, т. 5-6, стр. 40-44 (2012).

2. Zh.I. Alferov, V.M. Andreev, and V.D. Rumyantsev. III-V Heterostructures in Photovoltaics in Springer Series in Antonio L. Luque Viacheslav M. Andreev // Concentrator Photovoltaic optical sciences Editor-in-Chief: W. T. Rhodes, Atlanta, Springer-Verlag Berlin Heidelberg (2007).

3. Алферов Ж.И., Андреев В.М., Румянцев В.Д. Тенденции и перспективы развития солнечной фотоэнергетики // ФТП, т. 38, 8 стр. 937-948 (2004).




  1   2   3   4   5   6   7


База данных защищена авторским правом ©ekollog.ru 2017
обратиться к администрации

войти | регистрация
    Главная страница


загрузить материал