多晶硅薄膜太阳能电池及其制备技术研究进展评述-solarbe文库

资源描述：

多晶硅薄膜太阳能电池材料及其制备技术研究进展评述1 前言1.1 研究背景近年来，随着可持续发展，环境保护等观念的深入人心，以及常规化石能源的日渐枯竭，太阳能的光伏应用已给我们展示了非常广阔的前景。因此，可将太阳能转化为电能的太阳能电池的研制和发展，正日益引起关注硅太阳能电池是最有发展前景的。目前 , 晶体硅太阳电池因其丰富的原材料资源和成熟的生产工艺而成为太阳电池研发和产业化的主要方向 , 但大规模应用需要解决两大难题提高光电转换效率和降低生产成本。工艺成熟的晶体硅太阳电池具有相对较高的转换效率 , 但成本较高 , 硅晶体的尺寸也不能满足大面积的要求晶体硅太阳电池的硅材料占太阳电池成本的 45以上 , 大幅度降低晶体硅太阳电池成本非常困难。高效低成本的薄膜太阳电池代表了未来太阳电池工业的发展方向。薄膜化或薄层化是降低太阳能电池成本的主要手段和发展趋势 [1]。非晶硅薄膜太阳电池虽在成本上具有一定优势 , 但光疲劳效应严重制约了其发展。多晶硅薄膜电池是兼具单晶硅和多晶硅电池的高转换效率和长寿命以及非晶硅薄膜电池的材料制备工艺相对简单等优点的新一代电池。早在上世纪 80 年代，就有人提出了晶体硅薄膜太阳电池的设计思想，认为它是一种可大幅度减小太阳电池制造成本的有效途径 [2]。但是由于种种原因，这种设想一直以来并未受到人们的重视。近年来随着人们在陷光技术、钝化技术以及载流子束缚等技术方面不断取得进展，多晶硅薄膜电池的研究日益受到人们的重视。世界各国的科学家对各种不同的方法制备的多晶硅薄膜及薄膜太阳电池进行了广泛而深入的研究。在不远的将来，多晶硅薄膜电池技术可望使太阳电池组件的成本降低 , 从而使得光伏发电的成本能够与常规能源相竞争。1.2 原理及存在问题目前晶体硅薄膜电池的晶粒大小从纳米直到毫米级都有，为了方便，光伏界将它们统称为多晶硅 polycrystalline Si薄膜太阳电池。多晶硅薄膜是由许多大小不等、具有不同晶面取向的小晶粒构成的。晶粒与晶粒之间的区域称为晶界。晶界和晶粒的结构不同，它们的原子化学势也不同。晶界包含很多复合中心悬挂键或杂质，光致载流子在被结分开之前，如果碰到晶界，会导致电子和空穴的复合，从而降低电池效率。所以晶界对太阳电池性能的影响很大。在一定的生长条件下，晶粒有一种主要的生长取向，称为优取向。择优取向对多晶硅薄膜的性能影响很大。如果晶粒生长得像一根根柱子垂直于衬底，整片多晶硅薄膜就如同很多的小单晶并列而成，这样的多晶硅薄膜制成的薄膜太阳电池，光致载流子穿过整个电池时可以不碰到晶界，极大地减少光致载流子的复合，提高电池效率 [3]。因此，如何加大晶粒粒度从而减少晶界，如何钝化晶界，如何使晶粒具有择优取向从而避开晶界的影响，是制备优质多晶硅薄膜的主要研究方向。多晶硅薄膜太阳电池是将多晶硅薄膜生长在低成本的衬底材料上，用相对薄的晶体硅层作为太阳电池的激活层，不仅保持了晶体硅太阳电池的高性能和稳定性，而且材料的用量大幅度下降，明显地降低了电池成本。它要求多晶硅薄膜的厚度在 5μ m 到 150μ m 左右，且薄膜的宽度至少是厚度的一倍，同时要求衬底具有机械支撑能力，要有良好的背电极，还需要对背表面进行钝化。多晶硅薄膜在长波段具有高光敏性，对可见光能有效吸收，且具有与晶体硅一样的光照稳定性，因此被公认为高效、低耗的最理想的光伏器件材料。近些年来，多晶硅薄膜材料和相关的电池工艺方面的工作引起了人们极大的关注。因为多晶硅薄膜太阳能电池兼具单晶硅和多晶硅体电池的高转换效率和长寿命等优点，同时材料制备工艺相对简单。因此多晶硅薄膜太阳电池在提高太阳电池效率、节约能源和大幅度降低成本方面都具有极其诱人的前景。但由于对多晶硅薄膜材料的研究还不够深入，膜生长技术还在探索，以及薄膜多晶方式在原理上的研究还在探讨阶段，致使多晶硅薄膜电池还处于开发阶段。3 国内外研究进展及评述多晶硅的薄膜研究历史己有半个世纪左右，但是为了获得廉价的高质量多晶硅薄膜，仍然存在不少问题，以下将对多晶硅薄膜的制备方法进行总结并进行比较。多晶硅的制备方法很多，以下将制备方法分为直接制备法和间接制备法两种主要的方法来论述。其中直接制备法是指通过不同的反应条件来控制初始晶粒的形成，长大直接在基片上得到多晶硅的制备方法。其中研究的比较多的有等离子增强化学气相沉积 PECVD、常压化学气相沉积 APCVD 、低压化学气相沉积LPCVD 、催化化学气相沉积 Cat-CVD 、液相外延技术 LPE等。间接制备法是指先在衬底上制备一层非晶硅薄膜，然后通过一系列的后工艺处理得到多晶硅薄膜的方法，这些方法里主要对固相晶化 SPC、区域熔化再结晶法 ZMR 、金属诱导晶化 MIC 研究较多。3.1 直接制备法3.1.1 等离子增强化学气相沉积 PECVD 1 卤化硅 SiH4H2的混合气体为气源卤化硅通常是指 SiCl4, SiH2Cl2, SiF4 等气源。以下以 SiCl4 气源为例，采用SiCl4H2的混合气体为气源 [4～ 5]的等离子化学气相沉积技术，在 150℃～ 300℃的玻璃衬底上低温制备出多晶硅薄膜，沉积速率大于 3/s，晶化率达到 80。黄锐、林漩英、余云鹏等 [6] 对其生长机理做了分析，他们认为由辉光放电所产生的扩离子和 H 原子在生长表面有还原和刻蚀的作用。实验中氢稀释对于SiCl4/H2-PECVD 情况，生长表面的 Si-Cl 键要靠 H 基团还原出 Cl 元素，形成新鲜的活性 Si 表面后，才能对气相的 SiCln 基团进行化学吸附，使薄膜得到进一步生长，然后再重复下一个还原、吸附、生长的过程。故 H离子和 H 原子对膜的生长及晶化起重要的促进作用。 Cl 元素在多晶硅生长过程中的作用分为以下几点 1 SiC14 中的 C1 元素，对弱 Si-Si 键具有比氢更高的腐蚀性能。在薄膜沉积过程中， Cl 基粒子能够原位腐蚀掉正在成长的薄膜表面的弱 Si-Si 键，阻止非晶网络的形成，促进薄膜的晶化。 2原位化学清洁作用。在沉积薄膜的过程中，Cl 基粒子能够除去反应室中阻碍晶体硅网络形成的杂质，如 O, C 和 N 等，创建一个干净的沉积表面。 3 Cl 基粒子在薄膜沉积初始阶段通过对硅衬底的腐蚀和清洁作用，降低表面能，提高活性粒子吸附在衬底表面并形成有序网络的几率。4 H 和 Cl 两种元素在薄膜沉积过程中以某种稳定的可挥发物从薄膜中逃逸，这一定程度提高了硅网络的均匀性和有序度，有利于晶体硅的形成。故主要生长机制为生长表面上氢还原 Si-Cl 键形成 Si 沉积， Si 再吸附 SiCln沉积基团，然后在由氢还原，这种交替进行的过程使薄膜生长从而形成多晶硅。2SiH4H2稀释制备多晶硅 / 微晶硅目前，由于传统得非晶硅薄膜太阳能电池存在光致衰退效应，因此很多研究工作者都致力于在不改变原有生产设备射频等离子体化学气相沉积 RF-PECVD的情况下制备微晶硅或多晶硅材料。采用射频辉光放电等离子体增强化学气相沉积 PECVD方法低温制备多晶硅薄膜正日益受到重视。传统等离子体化学气相沉积 RF-PECVD技术一般在高氢稀释、较高功率和低气压条件下生长微晶硅，但沉积速度很低 0.1 nm/s 。为解决沉积速率低的问题，人们对优质微晶硅的形成条件进行了大量有意义的工作，实验发现形成优质的微晶硅需要两个必要条件 1尽量低的离子轰击能量，防止高能粒子对己形成的微晶硅表面的破坏 ; 2足够量的原子氢的存在，使它能够覆盖生长表面，刻蚀弱键，更主要的是使之钝化微晶硅生长过程中的晶粒间界，大大降低态隙密度。在此基础上，研究者又提出了高压高射频功率耗尽技术 HPD[7 ～ 8]。相对于常规的 RF-PECVD 技术，高气压耗尽 RF-PECVD 由于反应气压很高达几百 Pa 至数千 Pa，能够有效地降低粒子的轰击能量，有利于材料的晶化 ; 另一方面，增大电源的激发功率，使反应气中的硅烷恰好完全分解，能够很好地抑制原子氢的消耗反应， SiH4 H→ H2SiH3，从而增大了反应过程中的原子氢浓度，有利于晶化的形成。高气压耗尽RF-PECVD 技术可以在不增加设备的情况下，仅通过提高反应气体的压力即可实现微晶硅的高速生长，而且相对于 VHF-PECVD 而言，更容易实现厚度和结构的大面积均匀性。3.1.2 常压化学气相沉积 APCVD 常压化学气相沉积是在气压接近常压下进行 CVD 反应的一种沉积方式。在APCVD 系统中，欲沉积的多晶硅的衬底水平地放在包覆了 SiC 或多晶硅地石墨基座上，用高频感应线圈将它加热到 600-1200℃，反应气剂和载气由反应管的一端进入，并从受热的衬底表面上流过，在常压化学气相沉积法沉积速度极快，约为 600-1000nm/min。 APCVD 的操作压力接近一个大气压，气压分子间的碰撞频率很高，同质成核的“气相反应”容易发生，易产生微粒。APCVD 系统的优点使具有高的沉积速率，而连续式生产更是具有相当高的产出数，应此较适合集成电路制程。 APCVD 系统的其它优点还有具有良好的薄膜均匀性，并且可以沉积直径较大的多晶硅片，同时设备简单，工艺易控，可以实现大面积成膜。 APCVD 的缺点是需要快速的气流。在大气压下，气体分子彼此碰撞几率很高，因此很容易发生化学气相反应，使所制备的薄膜包含微粒。因此需经常对沉积室进行清洗。3.1.3 低压化学气相沉积 LPCVD 低压化学气相沉积淀积多晶硅的过程是硅烷在恒温低压下分解成硅和氢气，然后沉积在硅表面上，形成多晶硅薄膜。一般硅片采用直立密集装片方式。反应是在电阻炉恒温恒压下进行，因此是热壁条件。在 LPCVD 工艺中，由于反应在低压下进行，增大了质量转移率，加大了分子平均自由程，气体的扩散速度也加大了。热壁反应炉对片子直接加热，使温度的均匀性和可控性大大提高。硅片的竖直排列，是片子表面的质量转移速率比表面反应速率大得多，这不仅提高了均匀性，而且也增加了装片量。通常用于淀积多晶硅的低压 CVD 工艺有两种。一种是采用 100的硅烷，反应室气压为 26.66～ 133.32Pa。另一种工艺流程是维持与上述相同的气压面采用 20～ 30的硅烷。两种工艺每批次容量都可达 100～ 200 片，膜厚一致性在5以内。淀积速率约为 10～ 20nm/min。LPCVD 沉积温度通常在 580℃～ 620℃之间，低于此温度范围所制备的薄膜通常为非晶态硅或部分晶化的硅薄膜。 LPCVD 工艺的优点是 1有均匀的台阶复盖； 2膜的成份和结构可控； 3淀积温度较低； 4淀积速率较快； 5工艺容量较高； 6制片成本较低。此外，与常压化学气相沉积 APCVD 相比，它的重要特点还在于它有很高的膜厚一致性。LPCVD 相对于 APCVD 而言，尽管 APCVD 系统的压力为 LPCVD 系统的压力大 3～ 4 个数量级左右，但 APCVD 系统的沉积速率仅比 LPCVD 大 1 个数量级。3.1.4 催化化学气相沉积 Cat-CVD 催化化学气相沉积 Cat-CVD 也被称为热丝化学气相沉积法 HWCVD ，是一种采用金属丝一般为钨丝使硅烷和氢气的混合气体在高温 1400℃以上下分解，并扩散到衬底表面反应生成多晶硅或微晶硅薄膜的方法。影响薄膜的质量的因素很多 [9～ 11] 1催化金属的选择与排布； 2反应室压强； 3反应室气体的流向；4反应室的形状； 5金属丝与衬底的距离； 6衬底温度等。反应一般采用 SiH4和 H2 的混合气体，反应室气压小于 100Pa，衬底温度低于 300℃。在高氢稀释度条件下，热丝分解过程会产生大量的高能量原子 H，可以夺走 SiH3 中的 H，使Si-Si 相结合的机会增加，促进薄膜的晶化同时也降低了薄膜中的 H 含量，同时可以打断 Si 的弱键，使硅的网络更加驰豫，而且对薄膜没有损伤。缺点是 1高温金属在低压条件下有一定的挥发性，薄膜生长速度较慢，会引入不需要的杂质。2高沉积速率会导致高缺陷态密度的增加，影响电池的光电转换效率的提高。 3催化化学气相沉积技术制备的薄膜均匀性受热丝几何结构的影响较大。3.1.5 液相外延 LPE 液相外延方法是在 1963 年由纳尔逊 Nelson提出的。液相外延法就是通过将硅熔融在母液中，降低温度使硅析出成膜的一种方法。美国 Astro Power 公司和德国 Max-Plank 研究所对这一技术进行了深入的研究，前者用 LPE法制备的电池，效率己经达到 12.2，但是技术细节非常保密。液相外延生长的基础是溶质在液态溶剂内的溶解度随温度降低而减少。因此一个饱和溶液，在它与衬底接触后被冷却时，如条件适宜，就会有溶质析出，析出的溶质就外延生长在衬底上。这里所述的外延，是指在晶体结构和晶格常数与生长层足够相似的衬底上生长，使相干的晶格结构得以延续。如果衬底和外延层是由相同的材料组成的称为同质外延，反之称异质外延。液相外延技术的出现，对于化合物半导体材料和器件的发展起了重要的推动作用，广泛应用于多晶硅太阳能电池的制备 [12]。与其他外延技术相比，液相外延法有以下优点 1生长设备比较简单； 2生长速率快； 3外延材料纯度比较高； 4掺杂剂选择范围较广泛； 5外延层的位错密度通常比它赖以生长的衬底要低； 6成分和厚度都可以比较精确的控制，重复性好； 7操作安全，没有汽相外延中反应气体和反应产物所造成的高毒、易燃、易爆和强腐蚀等危险。液相外延的最大缺点是当外延层与衬底的晶格失配大于 1时生长发生困难。其次，由于生长速率较快，难以得到纳米厚度的外延材料。此外，外延层的表面形貌一般不如汽相外延的好。3.1.6 微波等离子体沉积 / 原子氢交互处理微波等离子体沉积 / 原子氢交互处理 [13]是指在薄膜沉积过程中引入微波并采用 H等离子体进行处理以生长多晶硅薄膜。在沉积 / 处理交互进行方法中，通过选择连续沉积时有利于核的生长的沉积条件，通过周期性的引入原子氢处理来促进晶格形成的驰豫过程，抑制非晶相的形成并加速晶粒的生长，从而在低温下制备出大量晶粒织构的多晶硅薄膜。得到平均晶粒尺寸为 100～ 200nm，断面TEM 测量发现，晶粒是垂直衬底平面方向的柱状，选择太阳能电池这样的纵向方向器件可望获得良好的载流子输运特性。此外，还有甚高频射频等离子化学气相沉积技术 VHF-PECVD ，微波电子回旋共振等离子体增强化学气相沉积 MWECR-PECVD 。前者通过增加射频源激发频率来产生高频率电子波，从而减小等离子体鞘厚度和电压，降低电子温度和轰击衬底的离子能量，增大了输送到生长表面的离子流量，实现微晶硅的高速制备，后者在反应室引入微波和磁场，形成高密度，高能量的等离子体。3.2 再结晶制备法再结晶制备法再结晶制备法是指先再衬底上制备非晶硅薄膜，然后将非晶硅薄膜通过热处理，诱导等手段将非晶硅通过再结晶的方式制备出多晶硅。3.2.1 固相晶化 SPC 1 高温炉退火一般退火温度在 600℃以上，退火后薄膜晶粒中的平均尺寸随退火温度的降低而降低，掺杂浓度的减少、薄膜厚度的增大而增大。沉积条件和固相晶化条件都是影响多晶硅薄膜晶粒尺寸的因素 ; 退火后薄膜的暗电导率提高。有研究表明，在更低的温度下 500～ 650℃ 可得到 1.0～ 1.5μm 的晶粒 SEM，降低沉积温度可以控制非晶硅样品中的晶核数目，这可以通过降低沉积温度来控制，相对较高的退火温度 650℃ 得到晶粒较大。样品的初始结构是影响多晶硅颗粒长大的重要因素，高速生长的 a-SiH 薄膜在退火前具有晶化颗粒，可以起晶核作用，在比较低的退火温度下容易生长成大的晶粒，而且可以通过有效的控制衬底温度及掺杂比来改变晶粒尺寸和分布，从而可以获得优质多晶硅薄膜，这为研制适合于以玻璃为衬底的太阳能电池多晶硅薄膜提供有效的途径 [14～ 15]。2 快速热退火 RTA 快速热退火是发展的很快的半导体工艺新技术。快速热退火属于热处理的范畴，是一种新的退火方式，它的热源是卤钨丝灯，与传统的常规热退火相比较，该方法有很多的优点，除了用时间短，耗热少，产量大，过程易控制外，晶化后的多晶硅薄膜缺陷少，内应力小 [16]。该晶化技术之所以有这么多的优点，是因为光加热过程中存在量子效应。文献 [17 ～ 18]把光子和材料的相互作用描述成如下等式光子材料热效应量子效应。在快热退火中，量子效应有如下几个作用 1 在任何处理温度下，增大体扩散和表面扩散系数；（ 2）缩短热处理时间；（ 3）减小微观缺陷密度，从而改善材料的性能。一些研究表明，对多晶硅快热退火时，温度的改变，时间的延长对晶粒尺寸的影响不大 ; 但升温的快慢对晶粒尺寸影响很大升温速率很大时，硅晶粒较小，升温速率较小时，硅晶粒较大。总之，快热退火作为一种相对较新的晶化技术，正引起越来越多的研究人员的兴趣，是用于多晶硅薄膜太阳能电池工业的候选晶化技术之一。3 微波退火微波诱导晶化也能降低退火温度，缩短退火时间。这是由于微波场的存在降低了非晶硅的结晶活化能，同时增强了扩散动力，在低温退火下容易形成晶核，并且晶核生长速率较快，从而使非晶硅在较低的退火温度下发生快速固相晶化，形成多晶硅。实验表明在 550℃下微波退火后薄膜样品晶化度好，并且随着微波退火时间的延长，结晶硅膜的晶粒尺寸不断增大，当 a-Si 薄膜在微波加热条件下在 550℃退火 3h 后，可以获得结构稳定的多晶硅薄膜 [19]。3.2.2 区域熔化再结晶 ZMR 区域熔化再结晶法是指将一束很窄的源能量在硅薄膜的表面移动以使硅薄膜材料的不同区域依次熔化再结晶。根据源能量的不同， ZMR 可以分为不同的形式激光加热，电子束加热以及射频加热等。其中比较成熟和普遍的是激光加热，即所谓的激光晶化法。激光晶化技术 [20～ 21]的特点是可以在很短的时间内将非晶硅材料加热到很高的温度使其熔化，然后结晶。由于时间可以控制的很短，可以用廉价的玻璃作为衬底。可以采用不同类型的激光实现非晶硅薄膜的晶化，如准分子激光， Ar激光以及铜蒸汽脉冲激光等。其中准分子激光由于其脉冲时间极短 10～ 30ns以及波长处于超紫外范围，因而是用于玻璃衬底上硅薄膜材料的晶化处理的理想工具。通常 PECVD 法制备的多晶硅薄膜材料存在 SiH, SiH2, SiH3 等组态，氢含量高达 30以上，当非晶硅薄膜被加热到温度高于沉积温度时，氢就会从材料中释放。应此，为了避免激光晶化过程中氢受热逸出引起薄膜表面的粗糙化和熔蚀，需要在激光晶化前对非晶硅进行脱氢处理。在激光束晶化的过程中，激光频率，受光次数以及激光能量密度都会影响非晶硅薄膜的结晶状况。另外，激光束的形状和扫描方向也会影响晶化过程中的多晶硅薄膜。利用激光晶化制备的多晶硅薄膜，其晶粒大而均匀，性能优良。但是该技术存在很大的缺点，如工艺重复性差，设备昂贵，难以实现大面积制备等缺点，这些缺点将会阻碍其在多晶硅薄膜太阳能电池上的应用。3.2.3 金属诱导晶化 a-Si 金属诱导晶化 MIC 通常在较低温度条件下，采用 Ni, Pd, Au, Pt, Ti, Cr, Ag 等金属元素与非晶硅表面接触并加热，利用金属元素的扩散迁移与非晶硅作用而使薄膜晶化。金属诱导晶化的特点是低温制备，对衬底材料的要求较低。Ni 诱导晶化 [22]是由于 Ni 和 Si 在界面处发生反应生成 Ni 的硅化物，晶化温度可降低到 350℃。低温诱导晶化发生是由于 NiSi 2 的迁移造成的，其迁移的驱动力使由于亚稳态的 a-Si 转变成稳态的 c-Si 时的自由能之差，在 Ni-MIC 中，Ni 和 Si 在 NiSi2 和 a-Si c-Si界面的自由能之差作为 Ni 的扩散驱动力， Ni 原子在 NiSi2/a-Si 界面的自由能较低，而 Si 原子在 NiSi2/c-Si 界面的自由能也较低，因此，通过 Ni 的扩散， a-Si 在 c-Si/NiSi 2界面转变成 c-Si, Ni 原子扩散到 a-Si内，形成 NiSi2 和 NiSi。由于 NiSi 2和 Si 的晶格结构相近，晶格常数相差 0.4,在低于 350℃时形成 NiSi 2，作为籽晶 NiSi2 和 Si 之间的微小晶格不匹配 0.4,使硅容易在 NiSi 2 111面生长 [23]。A1 诱导晶化由于其少量溶于 Si 中的 Al 可以作为 P 型掺杂剂而备受关注。大量研究表明，在铝诱导晶化过程中，影响多晶硅薄膜的质量参数很多，主要有退火时间，退火温度，铝膜和非晶硅薄膜厚度的比值，铝膜晶粒的大小， A1/a-Si的界面状况等 [24～ 25]。退火温度越低，晶粒尺寸就越大，但晶化速率越慢 ; 非晶硅薄膜的厚度一定时，随着铝膜的厚度增加，多晶硅薄膜的结晶温度升高，晶粒尺寸变大。另外，增大多晶硅铝膜的晶粒尺寸或在铝膜和 a-Si膜之间增加一层 A12O3薄层，也会引起硅晶粒的增大，同时伴随着晶化速率的降低。通过以上介绍可以看出，常压化学气相沉积 APCVD 、低压化学气相沉积 LPCVD 、液相外延 LPE、固相晶化 SPC 、微波退火等工艺对衬底耐热性要求较高，从一定程度上限制了多晶硅薄膜在低温廉价衬底上的制备，区熔结晶技术则会导致薄膜表面的结晶程度不均一而导致其性能不一致，而传统的 PECVD技术由于存在沉积速率慢的问题制约了其在太阳能电池上的广泛使用。4 结论太阳能的光伏应用已给我们展示了非常广阔的前景，薄膜化或薄层化是降低太阳能电池成本的主要手段和发展趋势。多晶硅薄膜电池是兼具单晶硅和多晶硅电池的高转换效率和长寿命以及非晶硅薄膜电池的材料制备工艺相对简单等优点的新一代电池，必定大有发展。通过查阅文献，探究多晶硅薄膜太阳能电池材料制备技术的发展，可以得出以下结论（ 1）等离子增强化学气相沉积 PECVD 是低温沉积硅膜的主要方法。不同沉积温度、衬底、射频功率、氢稀释比、磷掺杂等参数对多晶硅薄膜结晶状态及光电性能的影响。（ 2）固相晶化法 SPC 是制备大晶粒多晶硅薄膜的主要方法。退火温度时间对晶化后的多晶硅薄膜的晶粒尺寸和暗电导率都有很大的影响，存在 a-SiH 薄膜的最佳退火条件。（ 3） RTCVD 是高温沉积硅膜的主要方法。不同的衬底，不同的气体分压、不同温度等条件均会对薄膜的生长产生重要影响。（ 4） ZMR 是得到高质量硅膜的关键一步。参考文献[1] 卢景霄，张宇翔等 .硅太阳能电池稳步走向薄膜化 [J].太阳能学报， 2006,27（ 5）[2] A. Goetzberger. Optical confinement in thin solar cell by diffuse back reflectors. 15th IEEE Photovoltaic Specialists Conference,1981867 [3] 黄创君，林旋英，林揆训，余楚迎，姚若河 . 低温制备高质量多晶硅薄膜太阳能及其应用 [J]. 功能材料 . 2001.326561～ 563[4] Xuanying Lin, Kuixun Lin, Chuajun Huang,etc.Growth mechanism of polycrystalline silicon films from hydrogen-diluted SiCl4 at low temperature [J], Journal of applied physics,2005,98034907-1-034907-4 [5] 林漩英，黄创君，林撰训等 . 用 SiC14/H低温沉积多晶硅薄膜微结构的 Raman分析 [J], 物理学报， 2004, 5351558～ 1561[6] 黄锐，林漩英，余云鹏等 . 以 SiCl4为源气体用 PECVD 技术低温快速生长多晶硅薄膜 [J]，功能材料 2004,535613～ 617[7] Mai Y, Klein S,Carius R, WolffJ, Lambertz A, Finger F, Geng X[J].J.Appl. Phys.2005,97114913 [8] 侯国付，薛俊明，袁育杰，等 . 采用高压 RF-PECVD 法制备高电导高晶化率的 p 型微晶硅材料 [J]. 人工晶体学报， 2007, 361 85～ 88[9] 刘丰珍，朱美芳，冯勇等 . 等离子体一热丝 CVD 技术制备多晶硅薄膜 [J]，半导体学报， 2003, 5499～ 503[10] Daxing Han, Keda Wang, Jessica M. Owens,etc. Hydrogen Structures and the Optoelectronic Properties in Transition Films from Amorphous to Microcrystalline Silicon Prepared by Hot-wire chemical Vapor Deposition[J],2003,9373776～ 3783 [11] 邝俊峰，付国柱，高博等 . 氢原子在 Cat-CVD 法制备多晶硅薄膜中的作用 [J]，液晶与显示， 2004, 196 450～ 453[12] K.Peter,C.Willeke,E.Bucher,Rapid Growth of High Quality Crystalline Silicon by Novel Temperature Gradient Liquid Phase EpitaxyLPE Technique,l3th European PV Solar EnergyConference,Nice,1995,P.379 [13] A.Gordijn, J. K. Rath, and R. E. I. Schropp.Role of Growth Temperature and the Presence of Dopants in Layer-by-layer Plasma Deposition of Thin Microcrystalline Silicon μc -SiH Doped Layers[J], Journal of applied physics, 20049512 8290～ 8297 [14] G.Farhi, M.Aoucher, T.Mohammed-Brahim. Study of the Solid Phase Crystallization Behavior of Amorphous Sputtered Silicon by X-ray Diffraction and Electrical Measurements[J].Solar Energy Materials Solar Cells, 2002，72551～ 558 [15] 陈城钊，方健文，林漩英 .a-Si H 薄膜固相晶化法制备多晶硅薄膜 [J]. 浙江师范大学学报， 2002, 253246～ 249[16] 冯团辉，卢景霄，张宇翔等 . 快速光热退火法制备多晶硅薄膜的研究 [J]. 电子元件与材料， 2005, 24226～ 31[17] R Singh， M Fakhruddin， KF Poole ,etal. Rapid Photothermal Processing as a Semiconductor Manufacturing Technology for the 21st Century[J].Applied Surface Science,2000,168198～ 203 [18] 陈永生，卢景霄，张宇翔，等 . 非晶硅薄膜的快速热退火机理研究 [J]. 人工晶体学报， 2006, 3551137～ 1140[19] 饶瑞，徐重阳，曾祥斌，等 . 微波退火非晶硅薄膜低温晶化研究 [J]，压电与声光， 2002, 243229～ 231[20] 庞宏杰，王存山，张凯舒，等 . 非晶硅薄膜激光晶化及其结构分析 [J]. 应用激光， 2007,27118～ 21[21] C.T. Angelis, C.A. Dimitriadis, ftV Farmakis,etalTransconductance of Large Grain Excimer Laser-annealed Polycrystalline Silicon Thin FilmTransistors[J], Solid-State Electronics, 2000,44 1081～ 1087 [22] Mitsutoshi Miyasaka, Kenji Makihira, Tanemasa Asano, etalIn Situ Observation of Nickel Metal-induced Lateral Crystallization of Amorphous SiliconThin Films [J]. APPLIED PHYSICS LETTERS,2002,806944～ 946 [23] 刘传珍，杨伯梁，李牧菊等 . Ni 金属诱导多晶硅薄膜的低温制备与性能研究[J]，吉林大学自然科学学报， 2000,345～ 48[24] Oliver Nast, Tom Amorphous Silicon physics letters,1998,Puzzer, Linda M.Koschier, etal.Aluminum-induced Crystallization ofGlass substrates above and below the Eutectic Temperature.Applied 73223214～ 3216[25] Oliver Nast.Influence of Interface and A1 Structure on Layer Exchange During Aluminum-induced Crystallization of Amorphous silicon Journal of applied physics 2000,882716～ 724