CC BY
114
МЕТОДЫ ОЦЕНКИ КАЧЕСТВА ОБЪЕКТОВ И ПРОЦЕССОВ
УДК 621.315.592
ДЕГРАДАЦИЯ ПАРАМЕТРОВ ФОТОПРЕОБРАЗОВАТЕЛЕЙ СОЛНЕЧНОЙ ЭНЕРГИИ НА ОСНОВЕ ПОЛУПРОВОДНИКОВЫХ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ Cu(In,Ga)Se2 ПРИ ЭЛЕКТРОННОМ ОБЛУЧЕНИИ
11 12 2 Мудрый А.В. , Рефахати Н. , Живулько В.Д. , Якушев М.В. , Мартин Р.В.
'Научно-практический центр НАН Беларуси по материаловедению, г. Минск, Республика Беларусь
2Университет Страсклайд, г. Глазго, Великобритания e-mail: mudryi@physics.by
Методом испарения элементов Cu, In, Ga и Se из независимых источников на натрийсо-держащих стеклянных подложках, покрытых слоем молибдена, выращены тонкие поликристаллические пленки Cu(In,Ga)Se2 (CIGS). Изучено влияние электронного облучения на электрические и оптические свойства тонких пленок CIGS и солнечных элементов со структурой ZnO:Al/i-ZnO/CdS/CIGS/Mo/стекло. Установлено, что деградация электрических параметров солнечных элементов (напряжения холостого хода, плотности тока короткого замыкания и коэффициента полезного действия) обусловлена образованием радиационных дефектов (рекомбинационных центров) с глубокими энергетическими уровнями в запрещенной зоне базовых слоев CIGS. Обнаружено, что после электронного облучения значительно уменьшается интенсивность близкраевой люминесценции в области 1,1 эВ и появляются полосы люминесценции с максимумами 0,93 и 0,75 эВ.
Ключевые слова: тонкие пленки Cu(In,Ga)Se2, солнечные элементы, электронное облучение, люминесценция.
Введение
На современном этапе развития полупроводниковой фотоэнергетики все большее внимание уделяется созданию фотопреобразователей солнечной энергии на основе твердых растворов Си(1и,Оа)8е2 (CIGS) как наиболее эффективных, дешевых и перспективных материалов [1]. В соответствии с последними достижениями коэффициент полезного действия (КПД) солнечных элементов на основе твердых растворов СЮ8 составляет 19,8-20,3 % [2; 3]. Эти значения КПД солнечных элементов превышают известные значения для фотопреобразователей солнечной энергии, созданных на основе различных полупро-
водников - С<ТГе ~ 19,6 %, аморфный кремний а-8кН ~ 10,1 %, микрокристаллический кремний ~ 10,8 % [3]. Для использования солнечных элементов и модулей на основе тонких поликристаллических пленок CIGS в космосе, а также в устройствах и системах, подвергающихся воздействию проникающей радиации, (высокоэнергетические электроны, протоны, нейтроны и др.) требуется постановка исследований по изучению деградации основных характеристик материалов и параметров солнечных элементов. Однако в этом направлении сегодня проведен ограниченный объем исследований [4-6]. Для установления достоверных физических причин изменения параметров солнечных элементов при радиацион-
ных воздействиях требуется проведение дополнительных исследований как на базовых полупроводниковых поликристаллических пленках CЮS, так и на солнечных элементах, созданных на их основе. В настоящем работе описаны результаты изучения влияния высокоэнергетического электронного облучения (4 МэВ) на физические свойства тонких поликристаллических пленок CIGS и электрические параметры солнечных элементов, созданных на их основе.
Методика измерения и технология получения приборных гетероструктур
Солнечные элементы на основе твердых растворов CuIn1_xGaxSe2 (CIGS) с усредненным составом х = Ga/(Ga+In) ~ 0,27 имели структуру, состоящую из тонких слоев полупроводниковых соединений - ZnO:Al/i-ZnO/CdS/CЮS, сформированных на слое молибдена Mo, напыленном на стеклянную подложку. Схематическая структура солнечного элемента представлена на рисунке 1а. Для определения параметров тонких пленок, входящих в структуру солнечных элементов, использовались различные физические методы. Элементный состав пленок твердых растворов CIGS определялся с использованием сканирующей Оже-электронной спектроскопии (СОЭС). Фазовый состав и качество структуры базовых слоев CIGS определялись
методом рентгенодифракционного анализа на дифрактометре ДРОН-3 с использованием СиКа-излучения (X = 1,5406 А). Сканирующая электронная микроскопия (СЭМ) применялась для анализа морфологии поверхности и определения толщины пленок по поперечному сколу.
Измерение эффекта Холла по методу Ван-дер-Пау использовано для определения удельного сопротивления, концентрации носителей заряда и их подвижности в тонких пленках. Спектры оптического пропускания и отражения пленок на стеклянной подложке регистрировались в спектральном диапазоне 2003000 нм при 300 К с использованием двухлуче-вого спектрофотометра Carry 500 UV-Vis-NIR и монохроматораМДР-23У с фокусным расстоянием зеркального объектива f = 60 см и дифракционной решеткой 600 штр./мм. Измерение фотолюминесцеции (ФЛ) проводилось при 4,2 К с использованием твердотельного лазера с диодной накачкой, работающего на длине волны X = 532 нм с мощностью до 500 мВт.
В качестве детекторов оптических сигналов применялись InGaAs p-i-n фотодиоды. Вольтамперные характеристики солнечных элементов измерялись при освещении ксеноно-вой лампой мощностью 1000 Вт в условиях, соответствующих общепринятому стандарту солнечного излучения АМ 1,5 с плотностью потока 100 мВтсм-2.
а б
Рисунок 1 - Схематическая (а) и энергетическая зонная (б) структуры солнечного элемента
Солнечные элементы формировались на натрийсодержащем стекле толщиной 3 мм. Выбор такого типа стекла обусловлен тем, что диффузия натрия из стеклянной под -ложки в процессе высокотемпературного формирования солнечных элементов улуч -шает свойства поликристаллических базовых слоев CIGS. С использованием метода магне -тронного напыления при постоянном токе на стеклянных подложках осаждались контактные слои молибдена толщиной 600 нм. После этого на слое молибдена с использованием метода термического испарения элементов Си, 1п, Ga и 8е из открытых тиглей в камере с высоким вакуумом осаждались базовые поглощающие слои CIGS в соответствии с технологией [7]. Скорость испарения элементов Си, 1п, Ga контролировалась путем управляемого изменения мощности разогрева соответствующих источников (тиглей). Скорость ис -парения 8е контролировалась регулировкой температуры тигля. Максимальная температура стеклянных подложек в процессе осаждения слоев не превышала 570 °С. Поликристаллические пленки CIGS толщиной ~ 2,0 мкм осаждались в течение 20-30 мин. Полупроводниковые буферные слои CdS «-типа проводимости создавались с использованием метода химического осаждения. Нанесение слоев CdS проводилось из водных растворов солей кадмия, например CdSО4. Температура осаждения соединения CdS со -ставляла < 350 К (80 °С). Как правило нанесение буферных слоев CdS осуществлялось в течение 60 мин, что позволяло достигать толщины 50 нм. После этого процесс формирования тонких пленок CdS проводился в термостате, где поддерживалась температура в диапазоне 30-90 °С. Это необходимо для ускорения химической реакции и усиления степени адгезии слоев CdS к твердым растворам CIGS. Нелегированные слои оксида цинка с собственной проводимостью /-2пО с толщиной 50 нм осаждались с использованием высокочастотного магнетронного напыления.
Ширина запрещенной зоны /-2п0, оцененная нами по измерению спектров оптического пропускания и отражения на эталонных пленках, нанесенных на кварцевые подложки, составляла ~ 3,41 эВ при комнатной температуре. Проводящие слои 2пО:Л1 осаждались с использованием магнетронного распыления
керамических мишеней на основе ZnO и Л120з, изготовленных в необходимых весовых пропорциях. Толщина слоев ZnO:Al составляла ~ 400 нм. Легирование слоев ZnO алюминием до 3 ат. % обеспечивало высокий уровень электронной проводимости («-тип), удельное сопротивление ~ 10-3 Омсм-1 и подвижность ц = 20 см2В-1с-1. Эксперименты по измерению оптического пропускания на пленках ZnO:Al, осажденных на кварцевые стекла, показали, что для ZnO, легированного алюминием, ширина запрещенной зоны Eg увеличивается по сравнению с нелегированным материалом за счет эффекта Бур-штейна-Мосса и составляет Eg ~ 3,52 эВ. Омические контакты Ni/Al наносились на слои ZnO:Al с использованием испарения соответствующих металлических мишеней пучком электронов.
На рисунке 1б схематически показана энергетическая зонная структура, демонстрирующая равновесное положение уровня Ферми между дырками и электронами в электронной структуре солнечного элемента, состоящего из тонких полупроводниковых слоев различного типа. Необходимо отметить, что осаждение тонких пленок Zn0:A1, i-ZnO на кварцевые подложки и CdS, CIGS на стеклянные подложки (эталонные образцы) осуществлялось в технологических условиях, соответствующих изготовлению готовых солнечных элементов.
В наших экспериментах тонкие пленки CIGS обладали ^-типом проводимости за счет автолегирования ростовыми дефектами акцепторного типа, что характерно для данного материала, и имели концентрацию дырок И 21016 см-3 [8].
По измерению оптического пропускания, проведенного нами при комнатной температуре, ширина запрещенной зоны Eg пленок CIGS составила Eg и 1,23 эВ, для буферного слоя CdS и 2,42 эВ, i-ZnO и 3,41 эВ и Zn0:A1 и и 3,52 эВ (рисунок 1б).
Пленки ZnO:A1, i-ZnO, CdS и CIGS, осажденные на стеклянные подложки (эталонные образцы), а также готовые солнечные элементы облучались электронами с энергией 4 МэВ в интервале доз 1015-21018 см-2 с интенсивностью электронного пучка 1012 см"2с_1 при температуре <10° C в НПЦ НАН Беларуси по материаловедению.
Экспериментальные результаты и их обсуждение
Для установления основных физических процессов, определяющих радиационную стойкость солнечных элементов, проведено исследование всех тонких пленок ZnO:Al, 7^пО, CdS, входящих в такую приборную структуру. Проведенные исследования оптических и электрических свойств вышеуказанных тонких полупроводниковых пленок, сформированных на кварцевых подложках, (эталонные образцы) показали, что облучение электронами до дозы 2*1018 см-2 практически не изменяет основных оптических и электрических параметров: ширины запрещенной зоны Eg, удельной проводимости и подвижности носителей заряда и др. Эти данные согласуются с ранее полученными результатами, показывающими, что основные радиационные эффекты в пленках и солнечных элементах, облученных электронами или протонами, связаны с образованием радиационных дефектов в базовых слоях CIGS и на границе этого слоя с буферным слоем CdS, т.е. на границе гетероструктур CdS/CIGS [9-12].
Поэтому основное внимание в насто -ящей работе было уделено сравнительному анализу физических свойств необлу-ченных и облученных базовых слоев CIGS и солнечных элементов со структурой ZnO:Al/7'-ZnO/CdS/CЮS/подложка.
Анализ фазового состава и определение параметров кристаллической структуры пленок CIGS солнечных элементов проведен с использованием рентгенодифракцион-ных данных, результаты представлены на рисунке 2. Основные относительно интенсив -ные рефлексы 112, 220/204, 312/116 в области углов дифракции 29 ~ 27,32°; 44,95°; 53,55°, соответственно, свидетельствуют о наличии кристаллической решетки со структурой халькопирита [9; 10]. Степень преимущественной ориентации для пленки CIGS, оцененная по отношению интенсивностей рефлексов 1112/1220/204, составила ~ 2,7, что указывает на преимущественную ориентацию зерен поликристаллической структуры в направлении <112>. Определение параметров элементар-ной ячейки CIGS проведено путем обработки экспериментальных данных с использованием полнопрофильного анализа по программе FullProf (метод Ритвельда).
С этой целью по экспериментальным данным (рисунок 2, открытые кружки) проводилась подгонка контуров рефлексов с использованием функции Pseudo-Voigt (рисунок 2, подгоночная кривая 2). В нижней части рисунка 2 показана разностная кривая интенсивностей экспериментальной и подгоночной рентгенограмм. Как видно наблюдается удовлетворительная компенсация интенсивностей, что свидетельствует о согласии эксперимента и теоретической обработки. Параметры элементарной ячейки, определенные по методу полнопрофильного анализа, составили, а ~ 5,736 А и с ~ 11,42 А. В дополнении к этому определение параметров элементарной ячейки а и с для пленок CIGS было проведено по формуле Вульфа-Брэгга для решетки с тетрагональной симметрией:
1 И + к I У = -- +"
а а с
+ -,
(1)
где d - расстояние между плоскостями в атомной решетке; ^Ы) - индексы Миллера.
Расчет проводился по усреднению значе -ний для всех угловых положений 29 пар рефлексов, приведенных на рентгенограмме (рисунок 2).
Рисунок 2 - Рентгенограмма тонких пленок твердых растворов СЮ£ на стеклянной подложке: 1 -экспериментальные данные (символы), 2 - теоретическая аппроксимация, 3 - разносная кривая интенсивностей
Параметры элементарной ячейки оказались равными а ~ 5,732 А и с ~ 11,44 А и близкими к значениям, найденным при обработки рентгенограмм методом FullProf. Сопоставление вы-
численных нами параметров элементарной ячейки со значениями, полученными ранее для твердых растворов CuIn1-xGaxSe2 в широком диапазоне составов 0 < х < 1, указывает на то, что пленки CIGS, исследовавшиеся в настоящей работе, имеют состав х ~ 0,29 [13-15]. На рисунке 3 показаны профили распределения атомов по толщине базовых слоев CIGS, полученных методом СОЭС при послойном распылении пленок пучками ионов аргона. Как видно из рисунка 3, атомы ^ и Se распределены практически однородно по толщине пленки, концентрация 1п уменьшается от поверхности пленки к стеклянной подложке, а концентрация Са наоборот увеличивается.
Рисунок 3 - Профили распределения элементов в
пленке ОЮЗ в зависимости от ее толщины
Очевидно, что при осаждении пленок образуется неравномерное распределение основных замещающих атомов по толщине в структуре твердых растворов CЮS. Установлено, что соотношение элементов в пленках CIGS изменяется от х = Ga/(Ga+In) ~ 0,13 на поверхности до х = Ga/(Ga+In) ~ 0,37 вблизи стеклянной подложки. Усредненное соотношение элементов Ga/(Ga+In) по толщине пленки при распылении двадцати слоев CIGS составило х ~ 0,27 (рисунок 3). Таким образом, прямое измерение концентрации элементов Ga и !п по методу СОЭС, дающее усреднённое значение состава х ~ 0,27, оказалось близким к значению х ~ 0,29, оцененному по данным рентгеноструктурного анализа пленок CIGS. Эксперименты показали, что значение ширины запрещенной зоны ~ 1,23 эВ (рисунок 1) при наличии градиента состава х по
толщине базового слоя CIGS определяется поглощением в области приближенной к подложке, для которой характерно более высокое усредненное значение состава х ~ 0,37. Полученное значение Ея ~ 1,23 эВ для х ~ 0,37 соответствует данным [16]. На рисунке 4 показана морфология поверхности и поперечный скол базового слоя, сформированного на контактном слое молибдена, полученные с использованием ме- тода СЭМ.
б
Рисунок 4 - Морфология поверхности (а) и фрагмент поперечного скола (б) тонкой пленки ОЮЗ
а
Как видно, средний размер кристаллитов составляет ~ 0,3-1,2 мкм. Зерна плотно упакованы и имеют хорошую адгезию со слоем Мо, а слой Мо имеет хорошую адгезию со стеклом. Как видно из рисунка 4, толщина пленки CIGS, оцененная по поперечному сколу, составляет ~ 2 мкм. Проведенные исследования показали, что параметры элементарной ячейки, химический состав и морфологические характеристики не изменяются при электронном облучении пленок СIGS до доз 21018 см-2.
На рисунке 5 показана световая вольтам-перная характеристика солнечного элемента. Отметим, что осаждение слоев CIGS в структуре солнечных элементов и осаждение эталонных пленок CIGS проводилось в одинаковых технологических условиях. Как видно из рисунка 5, напряжение холостого хода Ухх составило 0,53 В, что можно считать достаточно высоким значением для солнечных элементов.
о
5
го О
О
о
X I-
о с с
40
30
20
10
Г J
/ ка
\ V
...... \ у XX 1 , 1 V, 1 , 1
0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5
Напряжение V, В
0,6
0,7
Рисунок 5 - Световая вольтамперная характеристика солнечных элементов
Плотность тока короткого замыкания Jкз составила 34,28 мА/см2, а значения коэффициента заполнения вольтамперной характеристики FF~ 0,65. Оцененное значениеКПД для солнечного элемента, измеренное в условиях освещения стандарта АМ1 с плотностью светового потока 100 мВтсм-2, в соответствии с выражением п = FF•Vxx•Jкз оказалось равным П = 11,7 %. Для определения критериев устойчивости параметров солнечных элементов к радиационному воздействию были проведены эксперименты по их облучению и измерению основных параметров после каждой дозы облучения электронами с энергией 4 МэВ в интервале 1015-21018 см-2.
На рисунке 6 представлены результаты измерений в виде остаточных факторов: отношение напряжения холостого хода облученного и необлученного солнечного элемента (а), отношение плотности тока короткого замыкания облученного и необлученного солнечного элемента (б) и отношение коэффициентов полезного действия облученного и необлученного солнечного элемента (в) в зависимости от дозы облучения. Как видно, облучение солнечных элементов на основе твердых растворов CIGS приводит к заметной деградации основных параметров, начиная с доз ~ 1016 см-2. Это на порядок выше по дозе, по сравнению с деградацией аналогичных параметров для солнечных элементов, созданных на основе Si и GaAs.
Доза облучения, см"'
Рисунок 6 - Зависимость деградации нормализованных параметров солнечных элементов от дозы электронного облучения: а - напряжение холостого хода Уххобл / Уххнеобл'; б - плотность тока короткого замыкания 1/кзо&1 / 1кзнеобл'; в - коэффициент полезного действия побл / Пнеобл.
Основываясь на этом, можно утверждать, что солнечные элементы, созданные на основе полупроводниковых твердых растворов CЮS, обладают более высокой радиационной стойкостью.
Деградация КПД солнечных элементов CIGS обусловлена уменьшением напряжения холостого хода Ухх, начиная с дозы ~ 1016 см-2, и плотности тока короткого замыкания Jкз - начиная с дозы ~ 1017 см-2. Такую зависимость параметров солнечных элементов Ухх, Jкз и КПД от дозы облучения можно объяснить образованием радиационных дефектов собственного типа, которые определяют скорость объемной рекомбинации носителей заряда. Предполагается, что такими дефектами являются центры с глубокими энергетическими уровнями. Для уточнения природы образуемых радиацион-ных дефектов нами измерены
спектры поглощения и люминесценции пленок CIGS после облучения электронами. Ус -тановлено, что край фундаментального поглощения пленок для твердых растворов Си1п1-х^а^е2 с усредненным соотношением х = ^а]/(^а]+[1п]) ~ 0,27 не изменяется даже для доз облучения 2*1018 см-2. Это означает, что облучение пленок CIGS электронами приводит только к образованию радиационных дефектов в концентрации не превышающей 21018 см-3. Измерение спектров люминесценции пленок CIGS и солнечных элементов, облученных электронами в интервале доз 101621018 см-2, позволило обнаружить значительную деградацию интенсивности полосы близ-краевой люминесценции с максимумом в области ~ 1,1 эВ и появление дополнительных «глубоких» полос в области 0,93 и 0,75 эВ.
Установлено, что эти полосы не смещаются от уровня возбуждения и соответствуют оптическим переходам на глубокие энергетические уровни дефектов с энергией ионизации в запрещенной зоне CIGS 0,30 эВ и 0,48 эВ. Предполагается, что индуцированные электронным облучением центры рекомбинации могут быть отнесены к собственным структурным дефектам - атомам меди, замещающим индий Си1п, или атомам индия, замещающим медь 1пСи, (полоса 0,93 эВ), и вакансиям индия У1п (полоса 0,75 эВ) в соответствии с данными работы [17]. Образование радиационных дефектов при облучении электронами с энергией 3 МэВ с глубокими энергетическими уровнями 0,28 эВ и 0,50 эВ в солнечных элементах на основе CIGS было обнаружено по электрическим
измерениям (спектроскопия полной проводимости) [18]. Отметим, что энергетическое положение этих уровней близко к положению глубоких рекомбинационных уровней, определенных в настоящей работе.
Таким образом, основываясь на этом, можно утверждать, что деградация параметров солнечных элементов при увеличении дозы электронного облучения обусловлена увеличением концентрации радиационных дефектов (центров рекомбинации), уменьшением времени жизни неосновных носителей заряда (электронов) и соответствующим уменьшением диффузионной длины пробегов электронов. Кроме этого, облучение приводит к уменьшению эффективности собирания дырок в области объемного заряда p-n гетероперехода CIGS/CdS за счет смещения уровня Ферми к середине запрещенной зоне из-за образования радиационных дефектов с глубокими энергетическими уровнями.
Заключение
Установлено, что деградация основных параметров солнечных элементов (напряжение холостого хода Vxx, плотность тока короткого замыкания J^, коэффициент полезного действия n) при облучении электронами с энергией 4 МэВ происходит в интервале доз 1016-2*1018 см-2. Наиболее чувствительным к воздействию электронного облучения оказалось напряжение холостого хода, которое уменьшается, начиная с дозы к 1016 см-2. Плотность тока короткого замыкания начинает уменьшаться для доз больше к 1017 см-2. Показано, что при облучении электронами в базовые слои CIGS вводятся центры излучательной рекомбинации с глубокими энергетическими уровнями 0,30 эВ (атомы меди, замещающие индий CuIn, или атомы индия, замещающие медь InCu, полоса 0,93 эВ) и 0,48 эВ (вакансии индия VIn, полоса 0,75 эВ).
Список использованных источников
1. Contreras, M.A. Wide band gap Cu(In,Ga)Se2 solar cells with improved energy conversion efficiency / M.A. Contreras [et al.] // Prog. Photovolt. Appl. Res. - 2012. - Vol. 20, Is. 7. - P. 843-850.
2. Jackson, P. New world record efficiency for Cu(In,Ga)Se2 thin film solar cells beyond 20 % / P. Jackson [et al.] // Prog. Photovolt. Appl. Res. - 2011. - Vol. 19, Is. 7. - P. 894-897.
3. Green, M.A. Solar cells efficiency tables (version 43) / M.A. Green [et. al.] Prog. Photovolt. Appl. Res. - 2014. - Vol. 22, Is. 1. - P. 1-9.
4. Jasenek, A. Defect generation in Cu(In,Ga)Se2 heterojunction solar cells by high-energy electron and proton irradiation / A. Jasenek, U. Rau // J. Appl. Phys. - 2001. - Vol. 9, № 2. - P. 650-658.
5. Мудрый, А.В. Радиационные дефекты в тонких пленках Cu(In,Ga)Se2 при высокоэнергетическом электроном облучении / А.В. Мудрый [и др.] // Журнал прикладной спектроскопии. - 2005. - T. 72, № 6. - С. 805-808.
6. Morioka, G. First flight demonstration of film-laminated InGaP/GaAs and CIGS thin film solar cells by JAXA'S small satellite in LEO / G. Morioka [et al.] // Prog. Photovolt. Appl. Res. -2011. - Vol. 19, Is. 7. - P. 825-833.
7. Gabor, A.M. High-efficiency CuInxGai-xSe2 solar cells made from (Inx, Ga1-x)2Se3 precursor films / A.M. Gabor [et al.] // Appl. Phys. Lett. - 1994. -Vol. 65, Is. 2. - P. 198-200.
8. Shafarman, W.N. Cu(In,Ga)Se2 Sollar Cells / W.N. Shafarman, L.Stolt // in Handbook of Photovoltaic Science and Enginering. Edited by A. Luque and S. Hegedus. - John Wiley and Sons, Ltd. - 2003. - P. 567-616.
9. Мудрый, А.В. Дефектообразование в тонких пленках халькопиритных полупроводни-ков Cu(In,Ga)Se2 при облучении протонами / А.В. Мудрый [и др.] // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. - 2006. - № 11. - С. 35-38.
10. Короткий, А.В. Структурные и оптические свойства гетероструктур CdS / Cu(In,Ga)Se2, облученных высокоэнергетическими электронами / А.В. Короткий [и др.] // Журнал
прикладной спектроскопии. - 2010. - Т. 77, № 5. - С. 725-731.
11. Hirose, Y. Optical and electrical properties of electron-irradiated Cu(In,Ga)Se2 solar cells / Y. Hirose [et al.] // Thin Solid Film. - 2011. - Vol. 519. - P. 7321-7323.
12. Hirose, Y. Effects of proton irradiation on optical and electrical properties of Cu(In,Ga)Se2 solar cells / Y. Hirose [et al.] // Japan. J. Appl. Phys. -2012. - Vol. 51. - P. 111802-1-111802-4.
13. Grzeta-Plenkovic, B. Crystal data for AgGaxIn1-xSe2 and CuGaxIn1-xSe2/ B. Grzeta-Plenkovic [et al.] // Appl. Cryst. - 1980. - Vol. 13, Part 3. - P. 311-315.
14. Tinoco, T. Phase Diagram and Optical Energy Gaps for CuInyGa1-ySe2 Alloys / T. Tinoco [et al.] // Phys. Stat. Sol. (a). - 1991. - Vol. 124, Is. 2. - P. 427-434.
15. Friedrich, E.J. X-ray Difraction Data and Riet-veld refinement of CuGaxInbxSe2 (x = 0.15 and x = 0.50) / E.J. Friedrich [et al.] // Power Diffraction. - 2010. - Vol. 25, Is. 3. - P. 253-257.
16.Мудрый, А.В. Структурные и оптические свойства тонких пленок полупроводниковых соединений Cu(In,Ga)Se2 c различным химическим составом / А.В. Мудрый [и др.] // Журнал прикладной спектроскопии. - 2010. -Т. 77, № 3. - С. 400-406.
17. Zhang, S.B. Defect physics of the CuInSe2 chalco-pyrite semiconductor / S.B. Zhang [et al.] // Phys. Rev. B. - 1998. - Vol. 57, № 16 - P. 9642-9656.
18.Weinert, K. Consequence of 3-MeV electron irradiation on the photovoltaic output parameters of Cu(In,Ga)Se2 solar cells / K. Weinert [et. al.] // Thin Solid Films. - 2003. - Vol. 431432. - P. 453-456.
DEGRADATION OF SOLAR CELLS PARAMETERS FABRICATED ON THE BASIS OF Cu(In,Ga)Se2 SEMICONDUCTOR SOLID SOLUTIONS UNDER ELECTRON IRRADIATION
Mudryi A.V.1, Refahati N.1, Zhivulko V.D.1, Yakushev M.V.2, Martin R.W.2
'Scientific-Practical Material Research Centre of NAS of Belarus, Minsk, Belarus
2Unuiversity of Strathclyde, Glasgow, United Kingdom e-mail: mudryi@physics.by
Abstract. Polycrystalline Cu(In,Ga)Se2 (CIGS) thin films were grown on molybdenum-coated soda-lime glass substrates by co-evaporation of the elements Cu, In, Ga and Se from independent sources. The effect of electron irradiation on the electrical and optical properties of CIGS thin films and solar cells with the structure ZnO:Al/i-ZnO/CdS/CIGS/Mo/glass was studied. It was found that the degradation of the electrical parameters of solar cells (open-circuit voltage, short-circuit current density and efficiency) took place due to the
formation of radiation defects (recombination centers) with deep energy levels in the bandgap of CIGS. It was revealed that after electron irradiation intensity of near band-edge luminescence band at about 1,1 eV decreased considerably and bands of luminescence with maxima at 0,93 and 0,75 eV appeared.
Keywords: Cu(In,Ga)Se2 thin films, solar cells, electron-irradiation, luminescence.
References
1. Contreras M.A., Mansfield L.M., Egaas B., Li J., Romero M., Noufi R., Rudiger-Voigt E., Mannstadt W. Wide band gap Cu(In,Ga)Se2 solar cells with improved energy conversion efficiency. Prog. Photovolt. Appl. Res., 2012, vol. 20, pp. 843-850.
2. Jackson P., Hariskos D., Lotter E., Paetel S., Wuers R., Menner R., Wischmann W., Powalla M. New world record efficiency for Cu(In,Ga)Se2 thin film solar cells beyond 20 %. Prog. Photovolt. Appl. Res., 2011, vol. 19, pp. 894-897.
3. Green M.A., Emery K., Hishikawa Y., Warta W., Dunlop E.D. Solar cells efficiency tables (version 43). Prog. Photovolt. Appl. Res., 2014, vol. 22, pp. 1-9.
4. Jasenek A., Rau U. Defect generation in Cu(In,Ga)Se2 heterojunction solar cells by high-energy electron and proton irradiation. J. Appl. Phys., 2001, vol. 9, pp. 650-658.
5. Mudryi A.V., Gremenok V.F., Ivaniukovich A.V., Yakushev M.V., Feofanov Ya.V. [Radiation defects in thin Cu(In,Ga)Se2 films under high-energy electron irradiation]. Zhurnal prikladnoy spektroskopii, 2005, vol. 72, pp. 805-808 (in Russian).
6. Morioka G., Shimazaki K., Kawakita S., Imaizumi M., Yamaguchi H., Takamoto T., Sato S., Ohshima T., Nakamura Y., Hirako K., Takahashi M. First flight demonstration of film-laminated InGaP/GaAs and CIGS thin film solar cells by JAXA'S small satellite in LEO. Prog. Photovolt. Appl. Res., 2011, vol. 19, pp. 825 -833.
7. Gabor A.M., Tuttle J.R., Albin D.S., Contreras M.A., Noufi R. High-efficiency CuInxGai-xSe2 solar cells made from (Inx, Ga1-x)2Se3 precursor films. Appl. Phys. Lett., 1994, vol. 65, pp. 198-200.
8. Shafarman W.N., Stolt L. Cu(In,Ga)Se2 Sollar Cells: in Handbook of Photovoltaic Science and Engineering. Edited by A. Luque and S. Hegedus. John Wiley and Sons, Ltd., 2003, pp. 567-616.
9. Mudryi A.V., Ivaniukovich A.V., Yakushev M.V., Feofanov Ya.V., Kulikauskas V.S., Chernysh V.S. [Defect generation in chalcopyrite semiconductor thin films Cu(In,Ga)Se2 by proton irradiation]. Poverkhnost'. Rent-genovskiye, sinkhrotronnyye i neytronnyye issledovaniye, 2006, no. 11, pp. 35-38 (in Russian).
10. Karotki A.V., Mudryi A.V., Yakushev M.V., Luckert F., Martin R. [Structural and optical properties of CdS/Cu(In,Ga)Se2 heterostructures irradiated by high-energy electrons]. Zhurnal prikladnoy spektroskopii, 2010, vol. 77, pp. 725 - 731 (in Russian).
11. Hirose Y., Warasawa M., Takakura K., Kimura S., Chichibu S.F., Ohyama H., Sugiyama M. Optical and electrical properties of electron-irradiated Cu(In,Ga)Se2 solar cells. Thin Solid Film, 2011, vol. 519, pp. 7321-7323.
12. Hirose Y., Warasawa M., Tsunoda I., Takakura K., Sugiyama M. Effects of proton irradiation on optical and electrical properties of Cu(In,Ga)Se2 solar cells. Japan. J. Appl. Phys, 2012, vol. 51, pp. 111802-1-111802-4.
13. Grzeta-Plenkovic B., Popovic S., Chuseka B., Santic B. Crystal data for AgGaxIn1-xSe2 and CuGaxIn1-xSe2. Appl. Cryst, 1980, vol. 13, pp. 311-315.
14. Tinoco T., Rincon C., Quintero M., Sanchez Perez G. Phase Diagram and Optical Energy Gaps for CuInyGa1-ySe2 Alloys. Phys. Stat. Sol.(a), 1991, vol. 124, pp. 427-434.
15. Friedrich E.J., Fernandez-Ruiz R. Merino J.M., Leon M. X-ray Difraction Data and Rietveld refinement of CuGaxIn1-xSe2 (x = 0.15 and x = 0.50). Power Diffraction, 2010, vol. 25, pp. 253-257.
16. Mudryi A.V., Gremenok V.F., Karotki A.V., Zalesski V.B., Yakushev M.V., Luckert F., Martin R. Structural and optical properties of Cu(In,Ga)Se2 semiconductor compound thin films. Zhurnal prikladnoy spektroskopii, 2010, vol. 77, pp. 400-406 (in Russian).
17. Zhang S.B., Wei S.-H., Zunger A., Katayama-Yoshida H. Defect physics of the CuInSe2 chalcopyrite semiconductor. Phys. Rev. B, 1998, vol. 57, pp. 9642-9656.
18. Weinert K., Jasenek A., Rau U. Consequence of 3-MeV electron irradiation on the photovoltaic output parameters of Cu(In,Ga)Se2 solar cells. Thin Solid Films, 2003, vol. 431-432, pp. 453-456.
Поступила в редакцию 04.02.2014.
