热退火对多晶硅特性的影响
高温退火对物理提纯多晶硅位错密度及其电学性能的影响
2010年 第55卷 第24期：2422 ~ 2426 英文版见: Xu H B, Hong R J, Shen H. Effects of high temperature annealing on the dislocation density and electrical properties of upgraded metallurgical grade mul-ticrystalline silicon. Chinese Sci Bull, 2010, 55, doi: 10.1007/s11434-010-4090-7论 文《中国科学》杂志社SCIENCE CHINA PRESS高温退火对物理提纯多晶硅位错密度及其电学性能的影响徐华毕, 洪瑞江*, 沈辉中山大学太阳能系统研究所, 光电技术与材料国家重点实验室, 广州 510006 * 联系人, E-mail: hongruij@ 2010-03-29收稿, 2010-06-12接受国家自然科学基金(50802118)和粤港关键领域重点攻关项目(2008A011800004)资助摘要 对纯度约为99.999%的物理提纯多晶硅片进行不同高温退火工艺热处理, 经机械抛光和表面刻蚀后再用扫描电子显微镜(SEM)观察硅片内部位错密度变化情况, 并通过WT2000少子寿命测试仪和双电四探针测试仪测试其少子寿命和电阻率变化情况. 结果表明, 在1100~1400℃之间退火6 h 的情况下, 随着退火温度的升高, 物理提纯多晶硅片内部位错密度逐渐减小甚至消失, 然而硅片少子寿命和电阻率等电学性能不但没有随着位错密度的减小而提高, 反而呈现逐渐降低的趋势. 这一现象说明对于杂质含量高的低纯度物理提纯多晶硅片来说, 位错密度并不是影响材料对载流子复合性能高低的决定性因素, 高含量的杂质以及杂质在晶体内部造成的微缺陷(包括间隙态或替位态杂质以及纳米级杂质沉淀)才是决定其少子寿命等电学性能的主要因素.关键词物理提纯多晶硅 高温退火 位错密度 少子寿命近年来物理提纯硅材料(亦称冶金硅)由于其生产工艺相对简单且成本较低而逐渐受到光伏产业界的普遍关注, 被视为将来最有可能取代传统改良西门子法生产的高纯硅太阳电池原材料[1~3]. 目前物理提纯硅材料生产成本已经降低到20美元/千克以下, 纯度达到99.999%(简称5N), 制备出的单晶太阳电池效率已达到13.3%以上. 随着生产技术的进步和工艺的改善, 其成本将进一步降低并且纯度也将进一步提高. 由于富含大量的杂质 (杂质原子总浓度约为1018 cm −3左右), 物理提纯硅所制备出的电池效率还比较低. 因此, 如何在纯度和成本均低于高纯硅(>7N)的物理提纯硅材料上制备出效率尽可能高的太阳电池已成为当前国内外研究的一个热点课题.物理提纯硅由于富含高浓度的杂质而存在大量的结构缺陷(包括位错和杂质沉淀等), 尤其是物理提纯多晶硅除了晶粒内存在大量结构缺陷之外不同晶粒之间还存在高密度的晶界. 这些位错和晶界为各种杂质提供了沉积场所而成为强有力的载流子复合中心, 从而降低了硅材料和太阳电池的性能[4~6]. 在这些不同形式的结构缺陷与各种杂质相互作用形成载流子复合中心的过程中, 晶体内位错密度的大小是否对载流子复合起到决定性作用一直是众说纷纭的话题. Hartman 等人[7]曾经报道高密度的位错即使是在“干净”(没有杂质沉积)的情况下也会对少子寿命起到很大的不利影响, 1170℃以上的高温退火可以大幅度降低多晶硅片内部的位错密度, 进而降低位错对载流子的复合能力提高硅片的少子寿命. Ohshita 等人[8]也曾报道多晶硅晶界并不是造成硅片和电池性能降低的主要因素, 而在多晶硅片体内尤其是少子寿命较低区域呈现出的大量刻蚀坑(经Secco 腐蚀液刻蚀后显示出的位错)作为载流子复合中心, 对材料少子寿命起了决定性作用. 针对硅片体内位错密度对少子寿命是否起决定性作用这一问题, 本文在纯度约为5N 的物理提纯多晶硅片上进行1100~ 1400℃高温退火热处理实验, 然后经过机械抛光, 再用扫描电子显微镜(SEM), WT2000少子寿命仪和四2423探针测试仪分别观察和测试不同退火温度下硅片体内位错密度、少子寿命和电阻率的变化情况.1 材料和方法(ⅰ) 实验材料和仪器. 本实验过程中所采用的物理提纯多晶硅片由上海普罗新能源有限公司提供, 纯度约为5N. 硅片中除碳(C)和氧(O)含量约为1017~1018 cm −3之外, 其余的硼(B)、磷(P)、铁(Fe)、铝(Al)和钙(Ca)等一些主要金属杂质质量百分比含量如表1所示(测试数据由硅片生产厂家提供). 实验中使用的主要仪器和设备有: 真空高温管式炉(GSL-1600X, 合肥科晶材料技术有限公司), SEM (EVO-LS, 德国), 少子寿命仪(WT2000, 匈牙利SE- MILAB 公司), 四探针测试仪(RTS-9, 广州四探针科技有限公司).(ⅱ) 实验方法. 为了便于对比不同温度下退火工艺对硅片位错密度和电学性能的影响, 硅片样品均选用紧邻在一起的姊妹片, 这样可以近似认为硅片在退火处理之前具有相同的物理结构、组成和性质, 包括位错密度、晶界结构、少子寿命、电阻率以及杂质含量和分布等. 选取物理提纯多晶硅相邻的姊妹片4片, 取其中1片作为对比样品(原片), 另外3片多晶分别在1160, 1260和1360℃三个温度点下采用真空高温管式炉进行退火6 h, 各退火工艺温度条件如图1所示. 高温退火过程中均采用氮气(N 2)保护, 退火后的样品和原片一起经过机械抛光清洗后再在Sirtl 腐蚀液(HF:5MCrO 3) 中刻蚀30 s 以便用SEM 观察硅片内部位错密度变化情况, 然后借助WT2000少子寿命仪测试少子寿命并用四探针测试仪测量其电阻率.2 结果和分析2.1 位错密度的变化物理提纯多晶硅片分别在1160, 1260, 1360℃, 在N 2保护的气氛下进行连续高温退火6 h, 经过不同高温退火工艺处理的硅片和原片一起采用机械抛光后再用Sirtl 腐蚀液刻蚀30 s, 之后采用SEM 观察其图1 高温退火温度条件(a) 1360℃; (b) 1160℃/1260℃位错密度变化情况. 图2则是多晶硅样品经过不同温度退火后某一具有代表性晶界处平均位错密度的统计结果, 图3则是对应温度下其表面刻蚀坑在放大2000倍后所看到的SEM 对比照片. 从图中可以看出: 3个多晶硅姊妹片分别经过不同温度退火后与原片相比, 其刻蚀坑的密度均有不同程度的降低, 且随着退火温度的升高呈逐渐减小的趋势. 特别是当退火温度达到1360℃时,硅片上除了晶界仍然清晰可见图2 物理提纯多晶硅退火后平均位错密度变化情况表1 物理提纯多晶硅片主要杂质质量百分比含量杂质 B P Fe Al Ca Cu Ni Cr Pb 含量(%)0.00032 0.0005 0.0002 0.0003 0.0002 <0.0001 <0.0001 <0.0001 <0.00012010年8月第55卷 第24期2424图3 物理提纯多晶硅片不同温度下退火后位错密度变化对比SEM 照片(放大2000倍)(a) 原片; (b) 1160℃; (c) 1260℃; (d) 1360℃之外剩下的刻蚀坑寥寥无几而接近消失. 这表明物理提纯多晶硅片经过1100~1400℃高温退火处理, 其体内位错密度随退火温度的升高而逐渐减小甚至完全消失. 这种变化趋势与Hartman 等人[7]实验结果是完全一致的.研究表明[9,10], 在超过1000℃的条件下, 硅片内晶界和位错处沉积的大量金属杂质沉淀会逐渐溶解进而扩散到晶粒内部. 一般来说, 随着温度的升高, 杂质沉淀溶解的速度加快, 相应地也会促进杂质在硅片晶粒内部的扩散. 与此同时, 随着晶界和位错处杂质沉淀逐渐溶解和扩散, 晶界和位错均会沿着滑移面发生移动现象, 尤其是硅片晶粒内部位错在600℃左右就可以在滑移面上移动[11], 当温度达到1000℃后, 晶粒内部位错就会不受滑移面限制地移动, 进而通过移动外扩到硅片表面或者通过位错之间的相互抵消而消失[12]. 如此看来, 实验中物理提纯多晶硅片体内位错密度随退火温度升高逐渐减小甚至消失的现象, 是由于原来沉积在位错和晶界处不同杂质及其沉淀在高温下溶解扩散和位错滑移共同作用的结果.2.2 电学性能的变化经过退火、抛光和刻蚀后的样品均采用WT2000少子寿命仪在裸片上测出少子寿命(如图4所示), 并采用四探针测试仪测出各样品的电阻率(如图5所示). 结果表明: 经过1100℃以上的高温退火热处理, 样品的少子寿命和电阻率相对于原片均有不同程度的降低. 从图示的曲线可以看出, 硅片样品的少子寿命和电阻率随着退火温度的升高均呈现逐渐降低的趋势.需要说明的是: 在实验前后物理提纯多晶硅片中的杂质总体含量是没有发生改变的, 发生变化的是硅片样品在高温退火后位错密度、少子寿命和电阻率均有不同程度地下降, 同时硅片内杂质的化学结构和状态及其空间分布在高温下可能会发生相应的改变. Istratov 等人[13~15]研究表明: 在同一硅片样品图4 物理提纯多晶硅退火后少子寿命变化情况图5 物理提纯多晶硅退火后电阻率变化情况上, 少子寿命高的“优区”和少子寿命低的“劣区”其杂质含量往往没有明显的区别, 当硅片中大量金属杂质沉积在晶界或者位错处形成沉淀时其复合性能较低, 而高浓度的金属杂质一旦处于间隙态或者替位态时其形成的载流子复合中心足以将少子扩散长度降低到1 μm以下. 硅片性能好坏或者电池效率的高低不仅与其材料总体杂质浓度有关, 而且还与杂质在硅片中所处的化学结构和状态以及空间分布情况有关, 例如, 铁和铜常在硅中以硅化物的形式在晶界或位错处沉积生成Fe2Si[9]和Cu3Si[16]. 此外, Buon-assisi等人[10]也曾研究表明: 在高温退火后缓慢冷却的过程中, 硅片中过渡性金属杂质形成的大量纳米级颗粒沉淀会广泛且较均匀地分布于晶粒内的微缺陷处, 这种纳米级颗粒沉淀一般是多种金属混合在一起形成的硅化物、氧化物和碳化物等, 其对载流子的复合能力比那些非均匀地沉积或聚集在晶界和位错处的微米级大尺寸沉淀要大得多, 对硅材料的电学性能起了重要的作用. 也就是说, 在硅片中大量的金属杂质既有与晶界和位错等结构缺陷结合在一起形成复合能力较低的微米级大尺寸沉淀或聚合体,又有广泛分布于晶粒内以间隙态、替位态杂质和纳米级颗粒沉淀等形式存在形成具有较强复合能力的微缺陷. 因此, 为了提高硅片性能和电池效率, 可以选择合适的退火温度将硅片中某些对硅料性能有致命影响的杂质转换成复合能力更低的状态, 比如在400~500℃下退火可以促使晶体硅片中更多的间隙态铁杂质生成沉淀, 进而降低间隙态铁对载流子的复合能力提高硅片电学性能[17].对于高杂质含量的物理提纯多晶硅而言, 金属杂质的浓度远远超过其在硅晶体中的固溶度使得大部分金属杂质不均匀地沉积在晶界或者位错处而以沉淀或聚合体形式存在, 只有约占总含量1%~10%的小部分金属杂质分散在硅晶体中以间隙态或替位态形式存在. 这一小部分处于间隙态或替位态的金属杂质由于具有较强的复合性能往往决定了载流子的扩散长度, 只要金属杂质在硅料中的化学结构和状态及其分布发生微小的变化就会引起材料复合性能的改变, 而这种载流子复合性能的改变与硅料中总体金属杂质含量无关[9]. 可以想象, 实验中物理提纯多晶硅片中高浓度杂质在晶界和位错处沉积的大尺寸微米级沉淀会在高温退火过程中逐渐溶解扩散到晶粒内部, 从而以间隙态或替位态杂质形式广泛分布于晶粒中成为载流子复合中心, 或者在晶粒内微缺陷处形成大量的纳米级颗粒沉淀也会构成强有力的载流子复合中心. 这些在高温退火下溶解扩散进而在晶粒内部造成大量均匀分布的微缺陷复合中心大大降低了硅片的少子寿命, 同时也使得原来比较“干净”的晶粒变得不再干净了, 晶粒晶格中由于大量杂质的引入尤其是金属杂质的存在使得样品少子寿命和电阻率在高温退火后均有所下降而且随着退火温度的升高呈逐渐降低的趋势.实验结果表明, 物理提纯多晶硅片的少子寿命等电学性能不但没有随着其位错密度的减小而升高反而还会降低, 这与Hartman等人[7]所报道的位错密度是决定硅料尤其是多晶硅少子复合性能的决定性因素是不完全一致的. 由此可见, 对高杂质含量的物理提纯硅来说, 特别是多晶硅, 影响其材料性能的因素不仅仅是硅片中晶界和位错密度的大小, 硅片中杂质尤其是金属杂质在硅片中的化学结构和状态及24252010年8月 第55卷 第24期2426其在硅片中的空间分布对材料的性能也是很重要的甚至起了决定性作用. 而对于杂质含量较低(>7N)的硅料来说, 晶体内部晶界和位错密度往往是决定材料对载流子复合能力高低的主要因素, 这种说法在Ehret 等人[18]对电磁浇铸(EMC)硅材料的研究中得到了应证.3 结论通过对高杂质含量低纯度的物理提纯多晶硅片进行1000~1400℃高温退火实验可知: 随着退火温度的升高, 硅片内部位错密度逐渐减小, 与此同时, 硅片少子寿命和电阻率也随之下降. 这表明对于纯度约为5N 杂质含量较高的物理提纯硅来说, 特别是多晶硅, 晶体内部位错密度并不是决定材料对载流子复合性能高低的主要因素, 决定材料复合性能高低的是高浓度杂质尤其是金属杂质在晶粒中的化学结构和状态及其在晶粒中的空间分布情况. 因此, 在物理提纯硅片制备成太阳能电池的过程中, 采用合适的温度进行退火处理, 以期将某些有害杂质转化成复合性能更低的化学结构和状态是尤为必要的.参考文献1 Gribov B G, Zinov’ev K V. Preparation of high-purity silicon for solar cells. Inorg Mater, 2003, 39: 653—6622 Müller A, Ghosh M, Sonnenschein R, et al. Silicon for photovoltaic applications. Mater Sci Eng B, 2006, 134: 257—2623 Bathey B R, Cretealla M C. Review: Solar-grade silicon. J Mater Sci, 1982, 17: 3077—30964 Binetti S, Libal J, Acciarri M, et al . Study of defects and impurities in multicrystalline silicon grown from metallurgical silicon feedstock.Mater Sci Eng B, 2009, 159-160: 274—2775 Taishi T, Hoshikawa T, Yamatani M, et al. Influence of crystalline defects in Czochralski-grown Si multicrystal on minority carrier life-time. J Cryst Growth, 2007, 306: 452—4576 Sopori B, Chen W, Tan T, et al. Overcoming the efficiency-limiting mechanisms in commercial Si solar cells. NCPV Photovolt ProgramRev, 1999: 341—3477 Hartman K, Bertoni M, Serdy J, et al. Dislocation density reduction in multicrystalline silicon solar cell material by high temperature an-nealing. Appl Phys Lett, 2008, 93: 1221088 Ohshita Y, Nishikawa Y, Tachibana M, et al. Effects of defects and impurities on minority carrier lifetime in cast-grown polycrystallinesilicon. J Cryst Growth, 2005, 275: e491—e4949 Buonassisi T, Istratov A A, Peters S, et al. Impact of metal silicide precipitate dissolution during rapid thermal processing of multicrys-talline silicon solar cells. Appl Phys Lett, 2005, 87: 12191810 Buonassisi T, Heuer M, Istratov A A, et al. Transition metal co-precipitation mechanisms in silicon. Acta Mater, 2007, 55: 6119—6126 11 Gumbsch P, Riedle J, Hartmaier A, et al. Controlling factors for the Brittle-to-ductile transition in tungsten single crystals. Science, 1998,282: 1293—129512 Takeuchi S, Argon A S. Review: Steady-state creep of single-phase crystalline matter at high temperature. J Mater Sci, 1976, 11: 1542—156613 Istratov A A, Buonassisi T, McDonald R J, et al, Metal content of multicrystalline silicon for solar cells and its impact on minority carrierdiffusion length. J Appl Phys, 2003, 94: 6552—655914 Buonassisi T, Istratov A A, Pickett M D, et al. Chemical nature and distributions of metal impurities in multicrystalline silicon materials.Prog Photovolt: Res Appl, 2006, 14: 513—53115 Buonassisi T, Istratov A A, Heuer M, et al. Synchrotron-based investigations of the nature and impact of iron contamination in multicrys-talline silicon solar cells. J Appl Phys, 2005, 97: 07490116 Buonassisi T, Marcus M A, Istratov A A, et al. Analysis of copper-rich precipitates in silicon chemical state, gettering, and impact onmulticrystalline silicon solar cell material. J Appl Phys, 2005, 97: 06350317 Pickett M D, Buonassisi T. Iron point defect reduction in multicrystalline silicon solar cells. Appl Phys Lett, 2008, 92: 12210318 Ehret E, Marty O. Correlation between electrical activity and extended defect in EMC multicrystalline materials. Mater Sci Eng B, 1998,56: 24—30。
光照因素在光热退火法制备多晶硅中的影响分析
引言快速光热退火是近年来制备多晶硅薄膜过程中的一种新兴工艺［１－２］，它克服了传统高温炉生长法用时长，成本高，结晶质量较差的问题［３－４］。
卤钨灯的光照因素是影响结晶质量的关键参数，所以研究光波频率与光照强度对多晶硅薄膜的影响，是改进发展光热退火法的一个重要研究方向。
１ 实验我们制备ａ－Ｓｉ：Ｈ薄膜样品制备采用四室沉积设备，射频频率１３．６ＭＨｚ，工作气体是ＳｉＨ４＋Ｈ２混合气体，其中ＳｉＨ４气体混合比为１：５，压强１５０Ｐａ，射频功率８０Ｗ，沉积时基片预加热至２００℃，沉积时间为２ｈ，制备好的非晶硅薄膜经台阶测厚仪测定，厚度约为１０００ｎｍ。
将制备好的ａ－Ｓｉ：Ｈ薄膜进行快速退火，用 １２个卤钨灯 （上下各６个）作为光热退火的光源，高纯氮气保护压力为１个大气压。
一组为光热退火（１２个灯，温度７００℃）与不退火样品的对比；一组为采用相同数量卤钨灯照射，但退火温度不同；一组为采用相同升温速度和退火温度，但卤钨灯数量不同的比较，使用的电压也不同，以发现变化规律，研究作用机理。
２ 结果与分析图１是ａ－Ｓｉ：Ｈ薄膜退火前后的ＸＲＤ图，Ａ图为薄膜退火前ＸＲＤ，散射峰在４８０ｃｍ－１附近，它对应非晶硅的散射峰，退火前薄膜ａ－Ｓｉ：Ｈ薄膜。
退火后散射峰在５１０ｃｍ－１附近，形状窄而锐，表示薄膜已经具有明显晶相结构。
光照因素在光热退火法制备多晶硅中的影响分析魏晋军 西北师范大学知行学院，甘肃兰州 ７３００７０马书懿 西北师范大学物电学院ＤＯＩ：１０．３９６９／ｊ．ｉｓｓｎ．１００１－８９７２．２０１１．１６．０３２图１ 样品退火前后的ＸＲＤ谱图图２ 样品相同温度不同光强照退火的ＸＲＤ谱图图２是ａ－Ｓｉ：Ｈ薄膜采用相同的退火温度，但采用不同数量的卤钨灯照射样品的ＸＲＤ谱图，在２８°都有较强的衍射峰，说明择优取向仍为（１１１）晶向，用１０盏卤钨灯照射样品的（１１１）晶向峰要比１２盏卤钨灯照射样品的要强，说明使用１０盏灯照射的晶化效果要好，由于它们升温的速度和退火的速度是一样的，而１０Ｖ卤钨灯照射时，为了达到相同的升温速度，必须加大电源电压，导致卤钨灯发射的光子比较多。
薄膜厚度和退火温度对纳米多晶硅薄膜特性影响
薄 膜 厚 度 和 退 火 温 度对 纳米 多晶硅 薄膜 特 性 影 响
赵 晓锋 ， 温殿 忠 ， 王天 琦 丁 玉洁。 ，
（． １ 黑龙 江大学 黑 龙江 省普通 高 等学校 电子工 程重 点实验 室 ， 黑龙 江 哈 尔滨 １ ０ ８ ； ５ ０ ０ ２ 黑 龙江 大学 集成 电路 重点实 验室 ， ． 黑龙 江 哈尔滨 １ ０ ８ ） ５ ０ ０
晶硅 薄 膜 ， 不 同 薄 膜 厚 度 纳 米 多 晶硅 薄 膜 分 别 在 对
７ ０ ８ ０ ９ ０ 进 行 高 温 真 空 退 火 ， 过 Ｘ 射 线 衍 射 ０ 、０ 、０ ℃ 通
（ ＸＲＤ） Ｒａ ｎ 光 谱 （ ｍａ 、 发 射 扫 描 电 子 显 微 、 ｍａ Ｒａ ｎ） 场
镜 （ Ｅ 和原 子力 显微镜 （ Ｍ） 究薄膜 厚 度 、 火 Ｓ Ｍ） ＡＦ 研 退
结 构特 性进 行研 ， 给出薄膜 厚度 、 退火 温度 对硅 薄膜 结 构特 性影 响 。
（ Ｐ ＶＤ） 磁控 溅 射 系 统 、 光烧 蚀 沉 积 等 方 法 制 备 ＬＣ 、 激
Ｉ） 型 单晶硅 ａｐ
—一
Ｎａ ｏ ｐ ｌ ￥ ｌ ｏ１ｔ ｉ ｌ ｓ ｎ ｏｙ ｉｃ １ ｈｎｆｍ ｉ ｉ
Ａｎ ｅ ｌ ｎ ａ
图 １ 纳 米 多 晶硅 薄 膜 制 作 工 艺流 程
Ｆｉ ｂ ｉａ ｉ ｎ ｔ ｃ ｏｌ ｇ ｏ ｅ ｓ ｏ ｈ ａ ｏ ｐ ｙ ｉ ｃ ｈ ｎ ｆｌ ｇ １ Ｆａ ｒｃ ｔｏ — ｅ ｈｎ ｏ ｙ ｐｒ ｃ ｓ ｆｔ ｅ ｎ ｎ ｏｌ ｓｌ ｏｎ ｔ ｉ ｉｍｓ ｉ
制 备纳米 多 晶硅薄膜 ， Ｐ ＶＤ系 统工 作气 压 ４ ． ９ ＬＣ ７ ９ ～ ５ ． ３ ａ 沉 积温 度 ６ ０ ３ ３Ｐ ， ２ ℃。 图 １给 出纳 米多 晶 硅薄 膜 制 备工艺示 意 图 。图 １ ａ 为 ｐ型 （ ０ ＞ 向单 晶硅 衬 （） １０ 晶
薄膜厚度和退火温度对纳米多晶硅薄膜特性影响
（ＸＲＤ）、Ｒａｍａｎ 光 谱 （Ｒａｍａｎ）、场 发 射 扫 描 电 子 显 微
镜 （ＳＥＭ）和 原 子 力 显 微 镜 （ＡＦＭ）研 究 薄 膜 厚 度 、退 火
温度对薄膜结 晶 取 向、表 面 形 貌 等 结 构 特 性 影 响。 结
果 表 明 ，随 薄 膜 厚 度 增 加 ，薄 膜 取 向 显 著 且 多 晶 特 征 明
（ＤＺＺＤ２０１０００１３）；黑 龙 江 省 教 育 厅 科 学 技 术 研 究 资 助 项 目 （１１５２１２１５）
收 到 初 稿 日 期 ：２０１０－０２－０９
收 到 修 改 稿 日 期 ：２０１０－０６－０１
通 讯 作 者 ：温 殿 忠
作 者 简 介 ：赵 晓 锋 （１９８０－ ），男 ，黑 龙 江 兰 西 人 ，博 士 ，副 教 授 ，硕 士 生 导 师 ，主 要 研 究 方 向 为 传 感 器 。
赵晓锋 等：薄膜厚度和退火温度对纳米多晶硅薄膜特性影响
１７５３
薄膜厚度和退火温度对纳米多晶硅薄膜特性影响＊
赵 晓 锋１，２，温 殿 忠１，２，王 天 琦２，丁 玉 洁２
（１．黑龙江大学 黑龙江省普通高等学校电子工程重点实验室，黑龙江 哈尔滨 １５００８０； ２．黑龙江大学 集成电路重点实验室，黑龙江 哈尔滨 １５００８０）
１７５４
薄膜厚度为６３、９８ｎｍ 时，（２８．４±０．２）°范 围 内 出 现 衍 射峰且强度 随 薄 膜 厚 度 增 加 而 增 强，同 时 在 （４７．３± ０．２）°和（５６．１±０．２）°的 范 围 内 也 出 现 衍 射 峰，与 标 准 结 晶 取 向 卡 比 较 ，结 晶 峰 分 别 为 〈１１１〉晶 向 、〈２２０〉晶 向 和 〈３１１〉晶 向 的 硅 衍 射 峰 。 对 于 沉 积 态 薄 膜 ，薄 膜 厚 度 越薄，单晶特征明 显，但 衍 射 峰 强 度 较 弱；随 薄 膜 厚 度 增加，沉积态薄 膜 结 晶 峰 强 度 显 著 增 强 且 多 晶 特 征 显 著，形成取向 为 〈１１１〉、〈２２０〉和 〈３１１〉晶 向 的 纳 米 多 晶 硅 薄 膜 ，择 优 取 向 为 〈１１１〉晶 向 。 各 谱 线 衍 射 峰 具 有 较 大 展 宽 ，说 明 沉 积 态 薄 膜 晶 粒 尺 寸 较 小 。
热退火对多晶硅特性的影响_英文_任丙彦
第26卷 第12期2005年12月半 导 体 学 报CHIN ESE J OURNAL OF SEMICONDUCTORSVol.26 No.12Dec.,2005Received 10J une 2005 Ζ2005Chinese Institute of ElectronicsE ffect of Therm al Annealing on Characteristicsof Polycrystalline SiliconRen Bingyan 1,Gou Xianfang 1,2,Ma Lifen 1,2,Li Xudong 2,Xu Ying 2,and Wang Wenjing 2(1Semiconductor Research I nstit ute ,Hebei Uni versit y of Technolog y ,Tianj in 300130,China )(2B ei j ing S olar Energ y Research I nstit ute ,Bei j i ng 100083,China )Abstract :Oxygen and carbon behaviors and minority 2carrier lifetimes in multi 2crystalline silicon (mc 2Si )used for solar cells are investigated by FTIR and QSSPCD before and after annealing at 750～1150℃in N 2and O 2ambient.For comparison ,the annealing of CZ silicon with nearly the same oxygen and carbon concentrations is also carried out under the same conditions.The results reveal that the oxygen and carbon concentrations of mc 2Si and CZ 2Si have a lesser decrease ,which means oxygen precipitates are not generated ,and grain boundaries in mc 2Si do not affect car 2bon behavior.Bulk lifetime of mc 2Si increases in N 2and O 2ambient at 850,950,and 1150℃,and the lifetime of mc 2Si wafers annealed in O 2are higher than those annealed in N 2,which shows that a lot of impurities in mc 2Si at high temperature annealing diff use to grain boundaries ,greatly reducing recombination centers.Interstitial Si atoms filling vacancies or recombination centers increases lifetime.K ey w ords :polycrystalline silicon ;oxygen ;lifetime EEACC :2520CC LC number :TN30411+2 Document code :A Article ID :025324177(2005)12222942041 IntroductionPolycrystalline Si wafers have become preva 2lent in t he recent p hotovoltaic market.However ,t hey need f urt her quality imp rovement for highly efficient ,low 2co st solar cells.First we must under 2stand t he behaviors of imp urities and defect s in t he polycrystalline Si wafers in more detail.Because t here are grain boundaries and more imp urities and defect s ,mc 2Si material has more complicated p hysi 2cal behavior in high temperat ure annealing t han mono 2crystalline silicon.Oxygen in mc 2Si is a very important imp urity t hat affect s t he elect rical and mechanical properties of silicon material during heat t reat ment s [1].However ,t he formation of oxy 2gen precipitates ,t he variety of minor carrier life 2times ,and t he influence of t he annealing ambient are less investigated for polycrystalline silico n solarcells.In t his paper ,t he effect s of t hermal annealingon oxygen behavior and carrier lifetimes for poly 2crystalline Si wafers are investigated.2 ExperimentThe polycrystalline Si wafers provided by Ba 2yer Solar Corporation in t his experiment were p 2type ,019Ω・cm ,and 285μm t hick.The interstitial oxygen and substit ute carbon concent rations of t he samples were 813×1017and 2×1017cm -3,respec 2tively.For comparison ,p 2type CZ 2Si samples wit h〈100〉orientation ,1～3Ω・cm ,a t hickness of330μm ,and almost t he same oxygen concent ration were also st udied.The samples were cleaned wit h chemical solution ,and Si oxide was removed in an HF (10%)solution.Then t hey were subjected to heat t reat ment at 1260℃for 1h in N 2ambient so as to eliminate t he influence of t hermal history before第12期Ren Bingyan et al.: Effect of Thermal Annealing on Characteristics of Polycrystalline Siliconannealing [2].A single step heat t reat ment was t hen carried out in t he temperat ure range of 750～1150℃for 4h in N 2and O 2ambient.Interstitial ox 2ygen concent rations and minority 2carrier lifetimes before and after annealing were determined by F T 2IR (Fourier transmission inf rared spect ro scopy )and QSSPCD (quasi 2steady state p hotoconductance decay ).Finally ,t he samples were etched by Sirtl or Wright solution and were examined wit h an optical microscope and SEM.3 R esults3.1 Change of the interstitial oxygen concentra 2tions Figures 1and 2show t he profiles of t he inter 2stitial oxygen co ncent ration of CZ 2Si and mc 2Si during single step annealing in t he temperat ure range of 750～1150℃in N 2and O 2ambient.It can be seen t hat t he oxygen concent ration in CZ 2Si and mc 2Si slightly decreases (except for t he light in 2crease in mc 2Si at 950℃).The change of oxygen concentration is almo st uniform in N 2and O 2an 2nealing.This indicates t hat t here is almost no gen 2eration of oxygen p recipitates in CZ 2Si and mc 2Si wafers in N 2or O 2ambient.This has less influence on oxygen concent ration during single step annea 2ling.Fig.1 Interstitial oxygen changes with annealing tem 2perature under N 2and O 2surrounding in CZ 2SiwafersFig.2 Interstitial oxygen changes with annealing tem 2perature under N 2and O 2surrounding in mc 2Si wafers3.2 Change of substitute carbon concentration Carbon in CZ silicon has been reported to have a significant influence on oxygen precipitation dur 2ing heat t reat ment s.In addition ,t here is a much higher carbon concent ration in mc 2Si t han in CZ silicon.Carbon can enhance t he nucleation of oxy 2gen precipitates at low temperatures (<850℃)and does not affect t he amount of oxygen precipitatesat higher temperat ures (>950℃)[2].Carbon con 2centration after annealing was determined by F T 2IR.As shown in Table 1,t he carbon concent ration does not affect t he amount of oxygen precipitate at higher temperat ures in single annealing ,and grain bo undaries in mc 2Si do not affect carbon behavior.Table 1 Change of substitute carbon concentration of mc 2SiT /℃75085095010501150[C s ]/1017cm -3N 2ambient 2.051.92.152.21.6[C s ]/1017cm -3O 2ambient2.4 2.6 2.5 1.8 2.63.3 Change of carrier lifetimeFigures 3and 4show change of carrier lifetimeof silicon wafers during single step annealing in t he temperat ure range of 750～1150℃in N 2and O 2ambient.The lifetime of CZ 2Si wafers after annea 2ling decreases drastically wit h increasing annealing5922半 导 体 学 报第26卷temperat ure but has a recovery at 950℃,which p robably generates many defect s and new recombi 2nation centers ,and some interstitial Si atoms filling vacancies or recombination centers result in life 2time recovery at 950℃.Also ,t he lifetime of CZ 2Si wafers annealed in O 2ambient is lower t han t hose annealed in N 2.This p henomenon is probably due to t he fact t hat during annealing in O 2ambient ,in 2terstitial Si atoms are supplied from a growing SiO 2/Si interface so t hat excess interstitial Si at 2oms might recreate new recombination centers [3].Fig.3 Ratio of minority carrier lifetime changes with annealing temperature under N 2and O 2surrounding in CZ 2SiwafersFig.4 Ratio of minority carrier lifetime changes with annealing temperature under N 2and O 2surrounding in mc 2Si wafersAs shown in Fig.4,t he lifetime of minority carriers in mc 2Si wafers has great increases at 850,950,and 1150℃,respectively.The changes of life 2time in N 2and O 2ambient are almo st t he same.The lifetime of mc 2Si wafers annealing at 1150℃increases 120%in O 2ambient and t he lifetime of mc 2Si wafers annealed in O 2ambient is higher t han t hose annealed in N 2.The reason for t he increase is p robably due to t he fact t hat a lot of imp urities in mc 2Si at high temperat ure annealing diff use to grain boundaries ,greatly reducing recombination centers.On t he ot her hand ,interstitial Si atoms filling vacancies or recombination centers result s in a lifetimeincrease.Fig.5 SEM (500×)(a )and optical micrographs (200×)(b )of defects in the cleavage plane of mc 2Si after annealing at 1050℃4 ConclusionWe conclude t hat t he oxygen concentration of mc 2Si and CZ 2Si had a slight decrease (except for a light increase in mc 2Si at 950℃)in N 2and O 2am 2bient during single 2step annealing ,which means oxygen precipitates were generated.Lower carbon concent ration did not affect t he amount of o xygen p recipitates athigher temperat ures ,and grainbo undaries in mc 2Si did not affect carbon behavior.6922第12期Ren Bingyan et al.: Effect of Thermal Annealing on Characteristics of Polycrystalline SiliconBulk lifetime of mc2Si increased wit h temperat ure in N2ambient at850,950,1150℃,and annealing in O2showed better result s t han in N2.On t he contra2 ry,t he lifetime of CZ2Si annealed in N2or O2de2 creased rapidly.The changes of lifetime and oxygen concentration in N2and O2annealing were almo st t he same.The reason for t he lifetime increase is p robably due to t he fact t hat a lot of imp urities in mc2Si at high temperat ure annealing diff use to grain boundaries,greatly reducing recombination centers.On t he ot her hand,interstitial Si atoms filling vacancies or recombination centers result s in a lifetime increase.R eferences[1] Yang D,Li D S.Oxygen in Czochralski silicon used for solarcells.Solar Energy Materials&Solar Cells,2002,72:133 [2] Yang D,Moeller H J.Effect of heat treat ment on carbon inmulticrystalline silicon.Solar Energy Materials&Solar Cells,2002,72:542[3] Mimura M,Ishikawa S,Saitoh T.Relationship between t her2mal treat ment conditions and minority carrier lifetimes in p2type,FZ Si wafers.Solar Energy Materials&Solar Cells,2001,65:454热退火对多晶硅特性的影响任丙彦1 勾宪芳1,2 马丽芬1,2 励旭东2 许 颖2 王文静2(1河北工业大学半导体研究所,天津 300130)(2北京太阳能研究所,北京 100083)摘要:为研究热退火对太阳电池用多晶硅的影响,在750～1150℃,N2和O2环境下分别对硅片进行热处理.用傅里叶红外光谱仪和准稳态光电导衰减法测量退火前后的氧碳含量和少子寿命的变化.为了比较,对有相同氧碳含量的直拉硅片进行同样处理.结果发现:在多晶和单晶片中氧碳含量下降很小,意味着没有氧沉淀产生,晶界对碳行为影响不大.多晶硅片在N2和O2环境下,850、950和1150℃下退火,少子寿命都有很大提高,并且在O2中退火比N2中退火少子寿命上升得更多,可能由于在高温退火时大量杂质扩散到晶界处,减少了复合中心.另外,间隙硅原子填充了空位或复合中心从而导致寿命提高.关键词:多晶硅;氧;寿命EEACC:2520C中图分类号:TN30411+2 文献标识码:A 文章编号:025324177(2005)12222942042004206210收到Ζ2005中国电子学会7922。
退火温度和时间对制备多晶硅薄膜的影响
的前 景 。硅薄 膜材 料分 非 晶硅 和 多 晶硅 ２ ， 晶硅 薄 膜材 种 非 料制 造工 艺 相 对 简单 ， 转 换 效率 低 、 命 短 、 定 性 差［ 但 寿 稳 ， 将其进 一步 晶化成 寿命 长 、 转换 效率 相 对 高 的多 晶硅 薄膜 材 料被认 为是 薄膜太 阳能 电池未 来 发展 的方 向 ， 非 晶 硅薄 膜 将
０ 引言
太 阳能 电池 作 为一 种 清 洁能 源 正 越 来 越 受 到 人 们 的重 视 。太 阳能电池分 为单 晶 硅 、 晶硅 和 薄膜 太 阳能 电 池 等 。 多 单 晶硅和 多晶硅 电池 技术 成 熟 、 率 高 ， 成 本 较 高 。薄 膜 效 但
材料 与单 晶硅 和多 晶硅 材料相 比 ， 成 本 降低方 面具 有诱 人 在
Ａｂｔａ ｔ ｓｒ ｃ
Ｕ ｎ ｏ ｅ ｍｏ ｐ ｏ ｓｓｌ ｏ ｉ ｉ ｅ ｏ ｉ ｄ ｂ ｄ ｐ ｄａ ｒ ｈ ｕ ｉ ｃ ｎ ｆ ｍ ｓｄ ｐ ｓｔ ｙＰＥＣ Ｄ， ｎ ｎ ｅ ｌｄ ａ ５ Ｃ ｏ ｈ， ｈ， ｈ， ｈ； ｉ ｌ ｅ Ｖ ａ ｄ ａ ｎ ａｅ ｔ８ ０。 ｆｒ２ ３ ６ ８
法） 在玻璃 上低 温 沉 积非 晶硅 薄 膜 ， 利 用 常 规 电 阻加 热 炉 再 退火制 备多 晶硅 薄膜 。
１ 实 验
第 一步 ， 清洗 过 的石 英玻 璃衬底 置 于 Ｐ Ｃ Ｄ系统 中 ， 将 ＥＶ
射 频辉 光放 电分 解 ＳＨ Ｈ 制 得 非 晶硅 薄 膜 。真 空 度 为 ｉ ＋ ５ ６ １ 一 ａ 氢稀 释 比为 ９ ， 积室 中电极 间 距 为 ２ｍ， ． × ０ Ｐ ， ５ 沉 ｃ
ａ ｅ ａ ａ ｙ ｅ ｓｎ ｉｒ － ｍａ ｃ ｔｅ ｉｇ ａ ｄ ｓ ａ ｎ ｎ ｌｃ ｒ ｎ ｍｉ ｒ ｓ ｏ ｅ Ｔｈ ｅ ｕ ｔ ｈ ｗ ｈ ｔ ｔ ｅ ｒ ｌｔ ｎ ｂ — ｒ ｎ ｌｚ ｄ ｕ ｉ ｇ ｍ ｃ ｏ Ｒａ ｎ ｓ ａ ｔ ｒｎ ｎ ｃ ｎ ｉ ｇ ｅ ｅ ｔｏ ｃ ｏ ｃ ｐ ． ｅ ｒｓ ｌ ｓ ｏ ｔａ ｈ ｅａｉ ｅ ｓ ｏ ｔ ｅ ｎ ｅ ｌｄ ｔｍ ｐ ｒ ｔ ｒ ｎ ｎ ｅ ｌ ｄ ｔｍｅ ｎ ｈ ｒ ｓ ｓ ｍｅ ｃ ｉ ｃ ｌｐ ｉ ｔ ． ｗｅ ｎ ａ ｎ ａｅ ｅ ｅ ａ ｕ ｅ ａ ｄ ａ ｎ ａ ｅ ｉ ，ａ ｄ ｔ ｅ ｅｉ ｏ ｒ ｉａ ｏｎ ｓ ｔ Ｋｅ ｒ ｓ ｙ ｗｏ ｄ Ｐ ＶＤ ，ａ Ｓ ：Ｈ ｈ ｎ ｆｌ ，ｐ ｔ ｈ ｎ ｆｌ ，ｓ ｃ ｎ ａ ｙ ｃ ｙ ｔ ｌ ｚ ｔ ｎ ＥＣ — ｔ ｉ ｉ ｍ ｏ ｙ Ｓｉ ｉ ｉ ｔ ｍｓ ｅ ｏ ｄ ｒ ｒ ｓ ａｌ ａ ｉ ，Ｒａ ｎ ｓ ａ ｔ ｒｎ ｉ ｏ ｍａ ｃ ｔｅ ｉ ｇ，Ｓ ＥＭ
激光退火技术对多晶硅太阳能电池薄膜处理的新进展
本文链接：/Periodical_kjxx-xsb200829046.aspx
科技信息
高校理科研究
激巍退火技木对蔓晶硅太阳雒电池薄膜处理的Байду номын сангаас进展
南通大学电子信息学院宋长青
［摘要］硅薄膜及其太阳电池研究已经成为国际光伏领域研究的热点。但硅薄膜太阳能电池在生产工艺上存在成本 较高的问题，其中非晶硅薄膜的退火工艺是常ｊ约生产成本的一个重要环节。本文利用激光退火方法对高掺杂多晶硅 衬底的非晶硅夕ｌ－＋－薄膜进行处理，实验结果表明。激光退火实现了非晶硅薄膜的晶化，电性能达到太阳能电池板的生 产要求。 ［关键词］激光退火太阳能电池多晶硅薄膜
参考文献 ［１］薛清等．利用快速退火法控制非晶硅薄膜中纳米硅粒 尺寸［Ｊ］．半导体技术，２００４，２９（１０）：２０—２６ ［２］Ｍ．Ｏａｎｅ，ｅｔｃ．Ｔｈｅｒｍａｌ ｆｉｅｌｄｓ ｉｎ ｌａｓｅｒ—ｍｕｌｔｉ—ｌａｙｅｒ ｓｔｒｕｃ－
ｔ吣ｉｎｔｅｒａｃｔｉｏｎ［Ｊ］．Ｏｐｔｉｃｓ＆Ｌａ．．ｇｅｒ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００７，３９（１０）：
１．引言 多晶硅太阳能电池由于材料价格低廉、制作工艺简单、适 合大规模生产，从而成为当前太阳能电池的主要类型。太阳能 电池衬底材料是太阳能电池制造中最昂贵的部分，使用高掺杂 低纯度的衬底可以大大降低太阳能电池的成本。但是，这会大 大降低太阳能电池的效率。利用低成本的高掺杂多晶硅衬底。 生产低成本高效率太阳能电池的技术已成为太阳能电池获得 广泛应用前景的关键技术。低成本的太阳能电池衬底材料中 杂质含量高，不适合直接用于太阳能电池的制备，因此，必须在 衬底上外延生长一层多晶硅薄膜。但是，多晶硅薄膜生长的高 温工艺步骤，会将衬底中的杂质推进到外延层中，从而降低了 太阳能电池的效率…。 目前，国内外对于杂质扩散的控制，主要应用快速退火技 术。快速退火技术是一种在短时间内对材料进行高温处理，与 高温管式炉长时间加热效果相近的加热方式。快速退火高温 过程时间短，一般快速退火的时间为１８０—３００秒。对于普通 多晶硅衬底，杂质较少，由于杂质运动时问短，杂质的扩散距离 有限。但是，对于高掺杂多晶硅衬底而言。衬底中的杂质在热 驱动力和杂质浓度梯度的影响下，杂质的迁移率较高，在较短 的时间内仍有较多的杂质迁移到外延多晶薄膜内。 ２．激光退火原理 由于普通的退火方法在处理高掺杂多晶硅衬底上存在一 些缺陷，因此，我们探索激光退火法对非晶硅外延薄膜进行结 晶实验，以控制杂质在高温过程中向外延层的扩散。激光技术 可以在短时间内（约３—５秒）将薄膜和衬底同时加热到薄膜的 结晶点以上，高温作用时间短、温度高，且加热结束后的降温速 度快，加热时间可控。衬底中的杂质受到热驱动的时间短，杂 质运动距离更为有限。抑制了衬底中的杂质向薄膜中的扩散。 同时，激光技术是一种自上而下的加热技术，在激光热扫描薄 膜表面时，薄膜表面获得最高的温度，在衬底内形成了一定的 温度梯度，这个温度梯度也能起到抑制衬底杂质向薄膜中扩散 的作用。特别是当外延层的厚度较大时，此温度梯度的效应更 加明显【２１。 ３．实验 采用等离子增强化学气相沉积（ＰＥＣＶＤ）技术得到非晶硅 外延薄膜，并利用激光退火技术对硅外延薄膜进行结晶实验。 实验采用高掺杂多晶硅为衬底，利用ＨＱ一２型ＰＥＣＶＤ，使 硅烷（Ｓｉｌｌ４）等离子化，在多晶硅衬底上得到一层非晶硅薄膜。 沉积条件如下：射频电源功率５００ Ｗ，外真空室真空度小于６× １０。Ｐａ，内真空室真空度小于３ Ｐａ，分子泵频率７０４Ｈｚ，衬底温 度为１５０℃，Ｓｉｌｌ４流量２０ｍｌＪｍｉｎ，沉积时间３０ｍｉｎ。 采用ＪＩＩＭ一１ＧＸＹ－５００型激光器对获得的非晶硅外延膜 进行退火处理。退火条件：光斑面积为６ｍｍ×６ｍｍ，电流 ２０ｍＡ，脉冲频率２０Ｈｚ，退火时间３０Ｓ，采用氮气保护。
退火温度对高纯Al_1wt_Si合金组织及性能的影响
第34卷 第6期2009年6月HEAT T RE AT ME NT OF MET ALSVol .34No 16June 2009退火温度对高纯A l 21wt%S i 合金组织及性能的影响杨永刚,杨亚卓,廖 赞,王欣平,江 轩(北京有色金属研究总院有研亿金新材料股份有限公司,北京 100088)摘要:用光学显微镜、扫描电镜观察,硬度、电导率的测试,观察高纯A l 21wt%Si 合金中共晶相分布随再结晶退火温度的变化,研究其对材料组织、硬度及电导率的影响。
结果表明,合金开始再结晶温度为300℃,晶粒开始长大温度为450℃;合金硬度值随共晶Si 相固溶量的增大而升高,电导率随其固溶量的增大而降低;共晶Si 相在α2A l 基体中固溶时,退火温度高于450℃扩散系数增大、510℃达到固溶极限。
关键词:高纯A l 2Si 合金;共晶相;显微组织;电导率中图分类号:TG14612+1 文献标识码:A 文章编号:025426051(2009)0620081203Effect of annea li n g tem pera ture on m i crostructure and performanceof h i gh pur ity A l 21wt%S i a lloyY ANG Yong 2gang,Y ANG Ya 2zhuo,L I A O Zan,WANG Xin 2p ing,J I A NG Xuan(GR I KI N Advanced M aterials Co 1L td 1,General Research I nstitute f or Non 2Ferr ousMetals,Beijing 100088,China )Abstract:W ith the hel p of op tical m icr oscopy,scanning electr on m icr oscopy,hardness test and electrical conductivity measure ment,the distributi on variati on of the eutectic phase with annealing te mperature of recrystallizati on in A l 21wt%Si all oy was observed and effect on m icr ostructure and perf or mance of the all oy was investigated 1The results show that the initial te mperature of recrystallizati on is 300℃;the initial te mperature of grain gr owth is 450℃1The hardness of the all oy increases with the s olid s olubility of Si eutectic phase increasing,while the electrical conductivity decreases 1W hen the Si eutectic phase is s olved in α2A l substrate,the diffusi on coefficient increases while the annealing temperature is higher than 450℃,and the s olid s olubility reaches maxi m u m at 510℃1Key words:high purity A l 2Si all oy;eutectic phase;m icr ostructure;electrical conductivity收稿日期:2008212214基金项目:北京市科技计划重大项目(D0405001040131)作者简介:杨永刚(1974—),男,河北泊头人,工程师,学士,主要从事高纯金属研究。
热处理工艺对钢材的退火效应和晶粒长大的影响
热处理工艺对钢材的退火效应和晶粒长大的影响热处理工艺对钢材的退火效应和晶粒长大的影响热处理是一种通过加热和冷却过程改变材料结构和性能的工艺。
在钢材加工过程中，退火是一种非常重要的热处理方法。
退火可以消除材料的内部应力，提高塑性和韧性，改善加工性能，增加晶格边界的移动度，促进晶粒的生长。
本文将探讨热处理工艺对钢材的退火效应和晶粒长大的影响。
首先，退火的主要目的是降低钢材的硬度和强度，提高塑性和韧性。
在退火过程中，钢材被加热到高温，使其晶体结构发生改变。
钢材中的等距晶粒会被放大，使材料的硬度降低，强度减小。
同时，退火过程中的加热和冷却过程还会改变钢材中位错的分布和运动，减少内部应力并提高材料的塑性和韧性。
退火对钢材晶粒长大的影响主要体现在晶格边界的移动度和晶粒的再结晶。
晶格边界是晶体结构中两个晶粒之间的交界面。
在退火过程中，晶格边界的移动性增加，使得晶粒能够长大并合并。
晶粒长大的结果是晶体内部的晶粒尺寸变大，晶粒间的晶格边界减少，从而提高材料的塑性和韧性。
此外，退火过程还会导致钢材中的再结晶。
再结晶是指在晶体结构中产生新的晶粒，以代替原有的晶粒。
在退火过程中，晶粒内部的位错和晶界发生重新组合，形成新的晶粒。
再结晶可以消除原有晶粒中的应力和缺陷，提高材料的塑性和韧性，同时还能改善晶体的结构和形态，使其更加均匀和细致。
总之，热处理工艺中的退火对钢材的退火效应和晶粒长大有着重要的影响。
退火可以消除内部应力，提高塑性和韧性，改善加工性能。
晶粒长大和再结晶也是退火过程的重要结果，通过晶格边界的移动和重新组合，促进晶粒的成长和优化晶体结构。
因此，在钢材加工中，合理的退火工艺对于提高材料性能和改善产品质量至关重要。
只有在合理控制退火工艺中的温度、时间和冷却速率等参数，才能获得理想的退火效果，并最大程度地提高钢材的性能。
退火是一种基本的热处理方法，广泛应用于钢材加工和生产中。
其通过调整材料的结构和性能，达到增加材料塑性和韧性的效果。
多晶硅薄膜高温退火特性研究分析
多晶硅薄膜高温退火特性研究分析赵 杰1,李 晨2(1.深圳职业技术学院,广东深圳 518055;2.中国电子科技集团公司,北京 100846)摘 要: 利用原子力显微镜、二次离子质谱分析仪和探针,对多晶硅薄膜的高温退火特性进行了实验研究。
研究结果表明,多晶硅薄膜退火时出现的第二次反退火阶段,其物理起因是由于注入杂质在薄膜中的再分布;而在更高退火温度下,多晶硅薄膜会出现晶粒再结晶和再结晶弛豫过程,这些过程都会影响多晶硅薄膜的薄层电阻。
关键词: 多晶硅薄膜;高温退火;反退火中图分类号: TN304.055 文献标识码: A 文章编号:100423365(2006)022*******An Experimental Study on High2T emperature Annealing Behaviorof Polysilicon FilmsZHAO Jie1,L I Chen2(1.S henz hen Pol ytechnic,S henz hen,Guang dong518055;2.Chi na Elect ronics Technolog y Grou p Corp.,Bei j i ng100846,P.R.China)Abstract: An experiment was conducted to study the high2temperature annealing characteristics of polysilicon films using atomic force microscope,secondary ion mass spectroscopy and probe.It has been shown that the second inverse annealing during polysilicon film annealing is physically induced by redistribution of implanted impurities in the film;and at higher annealing temperatures,grain recrystallization and recrystallization relaxing would take place in polysilicon films,which will have some effects on the sheet resistance.K ey w ords: Polysilicon film;High2temperature annealing;Inverse annealingEEACC: 05201 引 言多晶硅薄膜应用十分广泛,如MOS和双极集成电路中的有源器件、微波器件和各种特殊功能的半导体器件;薄膜的层次已由单层发展到双层、多层;应用领域也已从栅极材料、互连材料发展到绝缘隔离、掺杂扩散源、多晶硅发射极、掺氧多晶硅2硅异质结、大面积显示驱动集成电路、太阳能电池和三维集成电路等各个方面。
非金属材料专业毕业设计论文外文翻译-高温退火降低多晶硅太阳能电池材料中位错密度.doc
高温退火降低多晶硅太阳能电池材料中位错密度我们提出并证明了一种可以消除影响多晶硅太阳能电池性能的微错缺陷的方法，它适合晶片或者是铸锭。
通过高温退火并控制气氛和实践温度关系，可以使质量低劣的多晶硅中位错密度降低至少95%.,位错密度的降低符合由kuhlmann和（发明者，物理学家，社会学家，伦敦，九月，（A 64,140(1951)）和Nes（43，2189（1995））发明的依温度变化的图表。
当退火温度〉1170℃进行高温退火可以使位错沿着晶粒的滑移面自由移动，以至于位错在几分钟内消失。
当前多晶硅太阳能电池生产占全球太阳能电池生产将近50%的份额。
遗憾的是，低寿命少数载流子得不均分布区域是多晶硅太阳能电池材料的一个重要缺点。
因为生产太阳能电池的各部分都是电连接的，运作的区域制约着整个仪器的运转，并且制约着高效仪器系统的执行程序。
工业生产多晶硅太阳能电池转化率在14.5-16.5%，但是通过消除低劣的区域和改善高效率系统可以使转化率范围在18-22%。
这样的效率加上生产多晶硅太阳能电池的低成本，在可以达到的条件下可以进行大规模的生产并具有市场竞争力。
结构缺陷像晶界和位错，是导致多晶硅太阳能电池出现坏区域的主要原因之一，因为他们会造成硅片中有大量碎硅片存在，经历中的位错对少数载流子的重组影响显著。
怀区域中位错密度在104-106之间。
这种高位错密度可以显著降低整个电池的转化率，因为它们作为沉淀沿着等量环形模型消耗材料中好区域的能量。
为了提高多晶硅太阳能电池的性能，我们必须研制出一种可以降低位错影响的制造方法。
传统上首先进行吸杂或者是钝化，着重降低位错的电活性。
尽管如此，现在的结果显示表明这些技术只能达到部分成功。
当多晶硅太阳能电池工作区域中存在高福及状态时，就连带有个别重组现象的位错也会对少数载流子寿命有很大的影响。
我们尝试另外一种方法：消除铸锭或者硅片中的位错。
热处理来降低钢中位错密度是金属工人很早就运用于实践的方法，这给了我们灵感：对多晶硅太阳能镜片进行高温退火处理。
退火工艺对晶体结构及性能的影响研究
退火工艺对晶体结构及性能的影响研究晶体是一种固体的物质状态，其具有高度有序性和规则性。
晶体结构及其性质的研究一直是材料科学研究的一个重要方面。
晶体的结构特征和性质与制备工艺密不可分，因此研究晶体结构及性能与工艺的关系具有重要意义。
其中一个重要的加工工艺是退火，可以对晶体结构和性能产生不同的影响。
一、退火工艺退火工艺是一种材料制备和改良的重要工艺，通常是在特定的条件下对材料进行高温处理，然后缓慢冷却。
退火过程可以通过温度、时间、压力等条件调节和控制。
在退火过程中，晶体结构会发生一些变化，这种变化往往会影响晶体的宏观性质，如力学性能、热稳定性、光学性质等。
二、晶体结构的变化晶体结构的变化主要表现在晶体晶粒的层取向、晶格畸变、晶格参数、缺陷分布和组织细化等方面。
在晶体退火过程中，高温荷载作用下的变形应力和相互作用力作用，改变了原子的位置和排列方式，从而使晶体的结构发生了变化。
（1）晶体晶粒的层取向晶体晶粒的层取向对晶体的形貌和力学性能有很大影响。
晶体在退火过程中，晶粒的层取向可以受到位错、晶界、缺陷的影响。
在晶界和缺陷的作用下，晶体的晶粒可以重新排列，从而形成更为有序的结构。
晶界和缺陷的存在也会降低晶体的热稳定性和力学性能。
（2）晶格畸变晶体在退火过程中，晶粒的体积会发生变化，从而导致晶格的畸变。
晶格畸变会影响晶体的物理性质，如电学和磁学性能等。
（3）晶格参数晶格参数是指晶体中晶胞的尺寸和形状。
在退火过程中，晶格参数可能会发生变化，可能更趋于理想状态，也可能更加接近实际状态。
晶格参数的变化可以影响晶体的物理性质，如导电性、导热性等。
（4）缺陷分布晶体在退火过程中，可能会出现一些缺陷，如空穴、空位、氧化物等。
这种缺陷是一种内在性质，对晶体性质的影响也很大。
在晶界和缺陷的作用下，晶体内部的应力和摩擦作用会导致缺陷的增多和扩散。
三、晶体性能的变化晶体在退火过程中，其性能也会发生变化。
不同的退火条件会导致晶体结构和性能的变化程度不同。
退火热处理对ZnGeP2晶体光学性能的影响
文章编号:１００１Ｇ９７３１(２０１５)２３Ｇ２３０９６Ｇ０５退火热处理对Z n G e P２晶体光学性能的影响∗赵㊀欣,吴小娟(中国民用航空飞行学院,四川广汉６１８３０７)摘㊀要:㊀采用坩埚下降法生长出尺寸为Ø２２mmˑ３０mm的磷锗锌(Z n G e P２)单晶体.分别采用真空P 氛围和真空Z n G e P２多晶粉末包裹对生长的Z n G e P２晶体进行退火处理.利用X射线衍射仪㊁能量分散光谱仪㊁红外分光光度计,测试了不同退火条件下Z n G e P２晶体中的元素组成和红外透光谱.结果表明,采用真空Z n G e P２多晶粉末包裹,５８０~６００ħ保温３００h的退火工艺,能够较好地弥补晶片中Z n㊁P原子缺失,成分更接近Z n G e P２理想化学计量比.退火后的晶体在近红外波段范围内(０．７~２μm)的透过率有约３０％的提高,在２~１０μm范围内的平均透过率接近６０％.晶体光学质量显著提高,满足光学器件的制作要求.关键词:㊀磷锗锌;坩埚下降法;晶体生长;退火;红外光谱中图分类号:㊀O７７;O７８２文献标识码:A D O I:１０．３９６９/j．i s s n．１００１Ｇ９７３１．２０１５．２３．０２０１㊀引㊀言Z n G e P２(Z G P)晶体,典型的ⅡＧⅣＧⅤ２黄铜矿型结构化合物半导体,具有透光范围宽(０．７~１２μm)㊁非线性光学系数大(d３６＝７５p m/V)㊁热导率高(３５０mW/(c m K))㊁激光损伤阈值高(６０mW/c m２)等优点[１Ｇ２],非常适合用于中红外光学参量振荡器(O P O),是一种性能优异的中红外高功率非线性光学晶体材料.自２０世纪９０年代以来,Z G P晶体生长技术得到了较大进步与发展,作为具有一定战略性地位的高科技材料,Z G P晶体已受到世界各发达国家和科研人员的高度重视[３Ｇ４].用于制作红外非线性光学器件的Z G P晶体必须具有结构完整㊁晶体缺陷少㊁透光性能好等优点.多年来,研究工作者多致力于改进晶体生长工艺,以获得优质的大尺寸Z G P单晶,而有关通过退火热处理改善晶体光学性能的研究报道相对较少.目前比较成熟的Z G P晶体生长方法是水平梯度冷凝法(H G F)和坩埚下降法(V B)[５Ｇ８],但在熔体法生长Z G P晶体的过程中,难免由于溶质分凝和易挥发性气氛脱离熔体而引起晶体成分偏析,导致晶体中产生空位㊁位错㊁包裹物等缺陷,影响晶体的光学性能,使其难以满足器件制作要求.退火作为一种有效地消减晶体缺陷的热处理工艺已经得到了人们的普遍认可.因此,开展Z G P晶体的退火工艺研究,对提高晶体的完整性㊁改善其光学性能有着重要的意义.２㊀实㊀验２．１㊀退火工艺选择由Z n P２ＧG e赝二元相图(图１)可知Z G P熔点为１０２７ħ,在９５０ħ,Z G P发生同素异构转变,由高温相βＧZ n G e P２(立方闪锌矿结构)转变成稳定的低温相αＧZ n G e P２(四方黄铜矿结构).从９５０ħ到室温的冷却过程中,不存在脱熔沉淀相变,也就是说,Z G P晶体在从高温(９５０ħ)到低温的冷却过程中没有第二相沉淀物产生.图１㊀Z n P２ＧG e赝二元相图F i g１T h e p h a s ed i a g r a mo f t h eZ n P２ＧG e因此,H．M．H o b g o o d等[９]认为熔体法生长Z G P 晶体的主要缺陷是晶体点缺陷,通常认为是P空位(V p)或Z n空位(V Z n).１９９４年,N．D i e t z等[１０]对Z G P 晶体进行了真空退火处理,结果表明,将Z G P晶体在真空状态下退火后,晶体的近红外吸收会显著降低.１９９９年,Y．S h i m o n y等[１１]又发现室温下稳定的αＧZ n G e P２晶体中也可能会包含着少量黏附其中的βＧZ n G e P２晶簇,而这些βＧZ n G e P２相的存在与晶体的本征缺陷和高的近红外吸收系数密切相关.于是,采用５００ħ真空退火处理,从而减少了晶体中的βＧZ n G e P２晶簇的相对含量,提高了晶体的近红外透过率.同时,６９０３２２０１５年第２３期(４６)卷∗基金项目:国家自然科学基金资助项目(５０７３２００５);四川省科技厅基金资助项目(２０１５Z R００３４);中国民用航空飞行学院科研基金资助项目(J２０１４Ｇ９２,Q２０１２Ｇ１２６)收到初稿日期:２０１５Ｇ０９Ｇ１５收到修改稿日期:２０１５Ｇ１１Ｇ１７通讯作者:赵㊀欣,EＧm a i l:c a f u c z x＠１２６．c o m作者简介:赵㊀欣㊀(１９７８－),男,哈尔滨人,博士,副教授,从事非线性光学晶体材料研究.还证明淬火处理容易增加晶体内的βＧZ n G e P２相,因此,淬火的方法一般不适用于Z G P晶体的后续热处理.研究人员利用透射电子显微镜(T E M),电子顺磁能谱(E P R)和电子Ｇ核双共振(E N D O R)等技术,证实Z G P晶体的缺陷主要为点缺陷[１２Ｇ１４],包括空位(V Z n, V P)和反位缺陷(G e Z n,Z n G e).因此在含有任一Z n G e P２组分元素的氛围下进行退火处理,原则上都有助于该元素在晶格内发生扩散,达到减少晶格中相应空位缺陷浓度的目的.本文在Y．S h i m o n y等的研究基础上,对Z G P晶体的退火工艺进行了一些改进,拟选择分别在磷蒸汽㊁Z n P２粉末或Z n G e P２多晶粉末包裹下,对Z G P晶体进行退火处理.但由于高纯Z n P２没有现成品,考虑到Z n P２合成过程中的危险性等因素,最后确定了两种退火工艺方案:(１)真空条件下,采用单质P作为退火氛围,退火温度５３０~５５０ħ;(２)真空条件下,采用Z G P同成分多晶粉末包裹,退火温度５８０~６００ħ.２．２㊀晶体生长以高纯(６N)的红P㊁Z n㊁G e单质为原料,在单温区合成炉中直接合成Z G P多晶.采用坩埚下降法,在三温区立式管式炉中进行生长Z G P单晶体.生长炉的高㊁中㊁低温区分别在１０８０,１０６０和８００ħ进行控温.多组P t/P t R h热电偶和日本S h i m a d e n公司生产的F P９３型精密数字控温仪组成精确炉温控温系统.较小的生长温度梯度(１２~１５ħ/c m)和生长速率(４~４．５mm/d)有利于减小晶体的热应力,防止晶体开裂.采用镀碳生长安瓿和双层安瓿技术等新措施,生长出完整性好的Ø２２mmˑ３０mmZ G P晶锭.２．３㊀晶体退火退火实验中所用的Z G P晶片均取自同一晶锭,以观察不同退火条件下对晶片光学性能的影响.实验采用的样品为沿(１０１)解理晶面定向切割的Z G P晶片,用金相砂纸双面磨制和刚玉粉抛光,直至晶片在光学显微镜下观察不到划痕为止.最后制成厚度２．２mm 的晶片.晶片先用高纯去离子水清洗,然后用丙酮浸泡去除晶片上可能的有机污渍,再用无水乙醇清洗,最后用高纯去离子水再次对晶片进行清洗,然后将洗净的晶片放在干燥塔内干燥备用.同时,对退火用的石英安瓿进行严格的清洁处理,避免晶片二次污染.２．３．１㊀真空P氛围下的Z n G e P２晶片退火将处理好的厚度为２．２mm的Z G P晶片和６~８g 高纯红P单质混合装入石英安瓿中,抽真空至１．３ˑ１０－３封结,然后放入退火炉中进行退火实验.由于红P在４１６ħ即升华为气态,所以退火温度应选择在P 的升华温度以上,但温度不宜过高,以避免P蒸汽压过高而发生安瓿爆炸危险;而较低的退火温度又不利于原子扩散的进行,需要较长的保温时间.根据在Z G P 多晶合成实验中的经验[６],选择在５３０~５５０ħ下控温,可以将P的蒸气压控制在安瓿的承压范围内,有效避免安瓿爆炸的问题.将退火安瓿在５３０~５５０ħ下保温３００h后,缓慢冷至室温.２．３．２㊀真空Z n G e P２多晶粉末包裹下的Z n G e P２晶片退火采用相同的设备条件,在Z G P多晶粉末包裹下对Z G P晶片进行真空退火实验.将处理好的厚度为２．２mm的Z G P晶片和高纯㊁单相的Z G P多晶粉末混合装进石英安瓿中,抽真空至１．５ˑ１０－３封结,然后放到退火炉中进行退火实验.退火温度控制在５８０~６００ħ,保温３００h后随炉缓慢冷至室温.３㊀实验结果与分析３．１㊀OM金相观察将P氛围退火的安瓿直接从炉中取出观察,发现管壁和晶片上均附有红P.清洗掉晶片表面的红P 后,发现晶片变得灰暗,不再具有抛光后的光泽,但仍然比较平整.直接在L e i c a金相光学显微镜下观察,可以发现晶片正反两面都有大量的圆形热蚀坑,但晶片的正面(朝向坩埚顶端的晶面)的热蚀坑比较密集,而反面(朝向坩埚底端的晶面)的热蚀坑则相对比较稀少,如图２所示.图２㊀P氛围退火后的晶片金相照片(暗场像) F i g２T h e d a r k f i e l d i m a g e s o fw a f e rm e t a l l o g r a p h a fＧt e r a n n e a l e d i nPv a p o r经分析认为是由于晶片与安瓿内壁接触的底部空间有限,高温下P蒸汽与晶片反面的接触几率小于P 蒸汽与晶片正面的接触几率,所以晶片的正面被P侵蚀的程度较大,获得热蚀坑也就相对密集.蚀坑的形状与晶面指数和观测位置有关.将晶片再次进行抛光７９０３２赵㊀欣等:退火热处理对Z n G e P２晶体光学性能的影响处理后,晶片正反两面的圆形热蚀坑均消失,说明热侵蚀的程度较小.将Z G P 多晶粉末包裹退火后的安瓿直接从炉中取出观察,发现管壁整体比较清洁,局部有微量黑红色的沉积物(与Z G P 多晶粉末的颜色一致).晶片表面暗淡㊁无光泽并粘附了许多包裹粉末.将清洗后的晶片直接在金相光学显微镜下观察,发现晶片正反两面都有大量不规则且深浅不一的腐蚀坑,如图３所示.由于晶片是包裹在固态Z G P 多晶粉末中,正反两面的退火氛围基本一致,所以晶片两面退火后的形态也基本一致.晶面上不规则的腐蚀坑是由于晶片和包裹粉料发生固相扩散时,晶片和包裹粉料中的部分挥发物在退火过程中分解挥发出来后与晶面表面发生侵蚀而形成.晶片经抛光后,热腐蚀坑均容易被消除.图３㊀Z n G e P ２多晶粉末包裹退火后的晶片金相照片(暗场像)F i g ３T h e d a r k f i e l d i m a g e s o fw a f e rm e t a l l o g r a ph a f Ｇt e r a n n e a l e d i nZ G P p o l y c r ys t a l l i n e p o w d e r ３．２㊀X R D 衍射分析采用D X Ｇ２０００型X 射线衍射仪对生长的Z G P 晶锭解理面进行X 射线衍射分析(X R D ).图４为Z G P单晶衍射图,衍射图中出现了(１０１)面的多级衍射峰,表明单晶体结构完整.图５为(１０１)面X 射线衍射回摆图,回摆曲线衍射峰型尖锐无劈裂,半峰宽值较小,表明生长的Z G P 单晶体结晶性较好.用D X Ｇ２０００型X 射线衍射仪对退火后的Z G P 多晶包裹粉料进行X 射线衍射分析,得到如图７所示的X R D 衍射谱.将其与退火前的多晶粉末X 射线衍射分析结果(图６)对比,发现退火后的多晶粉料中不但有Z G P 的衍射峰外(与标准Z n G e P ２ＧP D F 卡片N o :７３Ｇ０３９８吻合),还出现了明显的单质G e 衍射峰(与标准G e ＧP D F 卡片N o :８９Ｇ４１６４８吻合).结果表明,退火后的多晶粉料由于与晶片发生了固相扩散,其物相组成已经发生了变化.图４㊀(１０１)解理面X 射线衍射谱F i g ４XR D p a t t e r n f o r (１０１)f a c e 图５㊀(１０１)解理面X 射线衍射回摆图F i g ５X R Dr o c k i n gpa t t e r no f (１０１)f a c e 图６㊀Z n G e P ２多晶粉末X 射线衍射图(退火前)F i g ６X R D p a t t e r n f o rZ n G e P ２po l y c r y s t a l b e f o r e a n Ｇn e a l i n g图７㊀Z n G e P ２多晶粉末X 射线衍射图(退火后)F i g ７X R D p a t t e r nf o rZ n G e P ２po l y c r y s t a l a f t e ra n Ｇn e a l i n g８９０３２２０１５年第２３期(４６)卷３．３㊀S E M 观察和E D S 测试用日立S Ｇ３４００N 扫描电子显微镜(S E M )观察Z G P 晶锭(１０１)解理断面的组织形貌.经S E M 形貌观察,观察到明显的层状生长台阶,如图８所示.层状生长台阶的发现,表明在Z G P 晶体生长中存在二维成核层状生长机制.从S E M 照片可以看出,生长台阶比较平行,且间距几乎相等,表明晶体的结晶性较好.图８㊀(１０１)解理面生长台阶S E M 形貌F i g ８S E Mi m a g e o f g r o w t h s t e p s o n t h e c l e a v a ge f a c e o f (１０１)用能量分散光谱仪(E D S )对退火前㊁后的晶片进行成分分析,结果如表１所示.由于Z G P 晶体的３种单质元素的熔点相差大,高温下Z n 和P 组元蒸汽压较高,易挥发脱离熔体,从而易导致生长的晶体化学计量配比偏离[８,１５].从表１中可以看出,采用坩埚下降法生长的晶体退火前,其P 原子㊁Z n 原子均有一定的损失;经真空P 氛围退火后,损失的P 原子可以得到一定的补偿;经真空Z G P 粉末包裹退火后的晶体,其成分中Z n 原子和P 原子的原子百分比都有明显的提升,各组元的原子比更接近Z G P 晶体的理想化学计量配比.表１㊀Z n G e P ２晶片退火前、后的元素组成T a b l e １C o m p o s i t i o no f t h eZ n G e P ２si n g l e c r y s t a l Z n G e P ２晶片Z n/a t ％G e/a t ％P /a t ％退火前２３．８６２８．２３４７．９１真空P 氛围退火２３．９１２６．６２４９．４７真空Z n G e P ２粉末包裹退火２５．０２２３．６５５１．３３３．４㊀红外透过率测试采用日本S h i m a d z u 公司生产的U V Ｇ１７００和I R ＧP r e s t i g e Ｇ２１分光光度计对退火前㊁后的晶片(抛光后)进行从近红外到中远红外波段透过率的测试,透过谱如图９和１０所示.曲线(a)为晶片退火前的红外透过率曲线.从曲线(a )可知,Z G P 晶体透光范围较宽,与报道值(０．７~１２μm )相符.在３~１２μm 范围内,Z G P 晶体平均红外透过率可达５０％.但在０．７~３μm 范围内,红外透过率显著降低,由５０％下降到１５％左右,说明晶体在近红外波段存在明显的光吸收.通过对晶片退火前㊁后的红外透过率曲线进行对比,发现经真空P 氛围退火３００h 后的晶片,其红外透过率有所提高(曲线(b )),但光学均匀性的改善不够理想.从曲线(b)可以看出,经真空P 氛围退火后的晶片,在０．７~２μm 波段的透过率有近１０％的提高,在２~１０μm 的透过率约为４５％~５５％.透过率的提高说明可能是微量P 原子扩散进入晶格,减少了晶体中V P 引起的点缺陷和自由载流子浓度的结果.光学均匀性改善不明显,说明真空P 氛围退火对改善晶体透过率的能力有限.曲线(c )为Z G P 晶片在真空Z G P 多晶粉末包裹下退火３００h 后的透过率曲线.通过对比曲线(a )和曲线(c ),可以看出,晶体在近红外波段范围内(０．７~２μm )的透过率有近３０％的提高,在２~１０μm 范围内的平均透过率接近６０％.综合对比透过率曲线(a )㊁曲线(b )和曲线(c ),发现在５~１２μm 波段,两种退火工艺对晶片的透过率改善效果基本相同;但在０．７~３μm 波段,真空Z G P 粉末包裹退火对晶片的透过率改善效果明显优于真空P 氛围退火.经分析,是因为通过Z G P 多晶粉末包裹退火,多晶粉末与晶片之间的原子相互扩散,使更多的Z n ㊁P 原子扩散进入晶片中进行成分补偿,减少了空位和反位缺陷的数量;同时,部分消除了由于缺陷存在造成的晶格畸变,从而使得晶体的整体结构和成分均匀性得到改善,显著提高了晶体的红外透过率和光学均匀性[１６].实验结果也进一步验证了V Z n 是导致ZG P 晶体近红外光学吸收的主要因素,与雷作涛㊁朱崇强[１７Ｇ１８]等报道的结果相符.图９㊀Z G P 晶体近红外波段的透过谱F i g ９T h eN I R t r a n s m i s s i o n s p e c t r a o f Z nG e P ２cr y s t a l i n t h e r e gi o no f ０．６Ｇ１．１μm 图１０㊀Z G P 晶体中㊁远红外波段的透过谱F i g １０T h e I Rt r a n s m i s s i o n s p e c t r a o f Z n G e P ２cr y s t a l i n t h e r e gi o no f １．２５Ｇ１３m ９９０３２赵㊀欣等:退火热处理对Z n G e P ２晶体光学性能的影响４㊀结㊀论为了提高Z G P晶体的红外光学性能,并减小或消除晶体内应力,使其能满足红外非线性光学器件的制作要求,本文对Z G P晶体进行了退火热处理研究,实验取得了预期的成果,为热处理改善Z G P晶体的光学性能提供了实验依据.实验分别在真空P氛围和真空Z G P多晶粉末包裹条件下,对Z G P晶片进行了真空退火热处理.Z G P 晶片在５３０~５５０ħ下的P氛围真空退火,虽然可以使晶片的红外透过率有所提高,但光学均匀性的改善不够理想.采用Z G P多晶粉末包裹,在５８０~６００ħ的真空条件下对Z G P晶片进行退火３００h,退火后的晶体在０．７~２μm波段范围内的透过率有近３０％的提高,在２~１０μm范围内的平均透过率接近６０％.结果表明,采用Z G P多晶粉末包裹,在５８０~６００ħ真空退火处理,能够有效消除晶片中的点缺陷等微观散射中心,改善晶片的光学性能,提高其红外透过率.退火后的晶体光学质量较高,可用于制备红外非线性光学器件.参考文献:[１]㊀V a s i l y e v a IG,N i k o l a e vRE,V e r o z u b o v 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ha n dd e f e c ts t r u c t u r eo fz i n c g e r m a n i u m p h o sＧp h i d e c r y s t a l[J]．J o u r n a l o f t h eC h i n e s eC e r a m i cS o c i eＧt y,２０１４,４２(８):１０８２Ｇ１０８６．雷作涛,朱崇强,宋梁成,等．磷锗锌晶体生长与缺陷结构[J]．硅酸盐学报,２０１４,４２(８):１０８２Ｇ１０８６．[１８]㊀Z h uC h o n g q i a n g,L e iZ u o t a o,Y a n g C h u n h u i．R e s e a r c h p r o g r e s so f p o i n t d e f e c t se f f e c t so no p t i c a l p r o p e r t i e so fZ n G e P２c r y s t a l s[J]．J o u r a n a lo f S y n t h e t i c C r y s t a l s,２０１２,４１(S１):１６０Ｇ１６５．朱崇强,雷作涛,杨春晖．Z n G e P２晶体点缺陷影响光学性能的研究进展[J]．人工晶体学报,２０１２,４１(S１):１６０Ｇ１６５．(下转第２３１０５页)００１３２２０１５年第２３期(４６)卷平及相应|ζ|响应值如表１所示.表１㊀B B D 模型的优化水平和z e t a 电位响应值T a b l e １T h e o pt i m i z a t i o n l e v e l o f B B D m o d e l a n d r e Ｇs po n s e v a l u e o f z e t a p o t e n t i a l 编号AS D B S /w t ％B超声时间/m i nCp H 值|ζ|/m V １０．２９０８４７．７２０．３３０９４７．３３０．２６０９４５．７４０．３３０７４６．９５０．３６０８５０．１６０．２３０８４８．０７０．４３０８４８．７８０．３９０７４７．５９０．４９０８４８．７１００．３６０８５１．３１１０．２６０７４５．３１２０．４６０９４９．０１３０．３６０８５０．９１４０．４６０７４８．２１５０．３６０８５０．３１６０．３９０９４７．４１７０．３６０８５０．４㊀㊀利用B B D 模型拟合三因素三水平的实验结果,可以得到|ζ|值与３个因素A (S D B S 浓度)㊁B (超声时间)㊁C (pH 值)之间的关系|ζ|＝５０．６０＋０．９９A＋０．０５B＋０．１９C＋０．０７５A B＋０．１０A C －０．１３B C －１．２８A ２－１．０５B ２－２．２７C２拟合得到的上述二次回归方程的回归系数R ２为０．９２３４,表明实测值与预测值之间的相关性较好;修正后R ２为０．８２４９,说明实验时响应值的８２．４９％是由所选变量引起的,因此可以说用该方程可确定各影响因素的最佳水平.B B D 模型给出的方差分析如表２所示.表２㊀B B D 模型回归方差分析T a b l e ２R e g r e s s i o n a n a l ys i s o f v a r i a n c e o f B B D m o d e l 平方和自由度均方F 值P 值显著性模型４４．８２９４．９８９．３８０．００３７显著(P ＜０．０１)A ７．８０１７．８０１４．６９０．００６４显著B ０．０２１０．０２０．０４０．８５１６C０．２８１０．２８０．５３０．４９０４A B ０．０２１０．０２０．０４０．８４２８A C ０．０４１０．０４０．０７０．７９１７B C０．０６１０．０６０．１２０．７４１６A ２６．８４１６．８４１２．８９０．００８９显著B２４．６４１４．６４８．７４０．０２１２C２２１．７９１２１．７９４１．０３０．０００４显著残差３．７２７０．５３失拟２．７６３０．９２３．８３０．１１３７不显著纯误差０．９６４０．２４㊀㊀由表２可知,实验所选模型的P 值小于０．０１,说明该回归方程中的|ζ|值与各影响因素之间有较好的显著性;失拟项的P 值０．１１３７为不显著,说明回归方程具有较好的拟合度和实用性,实验误差较小.由二次回归方程可知,根据各影响因素系数的绝对值大小可以得到３个因素对z e t a 电位的贡献大小顺序为S D ＧB S 浓度＞p H 值＞超声时间.由回归方差分析可知S D B S 浓度对z e t a 电位的影响最为显著,超声时间和pH 值对z e t a 电位的影响不显著.３．２．２㊀B B D 模型的响应曲面分析利用分析软件D e s i g n ＧE x p e r t ８．０．５作出模型方程的等高线图,见图４Ｇ６.等高线图可以分析两两因素对纳米颗粒分散性的交互作用,等高线图若为椭圆,说明两个因素交互作用明显;等高线图若为圆形,说明两者交互作用不明显[２０].图４为p H 值８．０时S D B S 浓度与超声时间两因素间交互作用的等高线图.|ζ|随S D B S 浓度和超声时间的增加均为先增大后减小;等高线图接近圆形,说明两者的交互作用不明显;由等高线响应趋势可知,S D ＧB S 浓度比超声时间对|ζ|的影响更显著.图４㊀S D B S 浓度与超声时间的等高线图F i g ４T h e c o n t o u rm a p of S D B S c o n c e n t r a t i o n a n du l Ｇt r a s o n i c t i m e 图５为超声时间６０m i n 时S D B S 浓度与p H 值两因素间交互作用的等高线图.|ζ|随S D B S 浓度和p H 值的增加均为先增大后减小;等高线图为椭圆形,说明两者的交互作用较为明显;由等高线响应趋势可知,S D B S 浓度和p H 值对|ζ|的影响都具有显著效果,但S D B S 浓度对|ζ|的影响更显著.图５㊀S D B S 浓度与p H 值的等高线图F i g ５T h e c o n t o u rm a p of S D B S c o n c e n t r a t i o n a n d p H v a l u e３０１３２袁㊀群等:模拟冷却水中A l ２O ３纳米颗粒分散条件的优化。
高温退火对铸造多晶硅片中位错密度的影响_辛超
制造工艺技术M anufacturi n g Techno logyDO I:1013969/j1issn11003-353x120111051010高温退火对铸造多晶硅片中位错密度的影响辛超1a,1b,周剑1a,1b,周潘兵1a,1b,魏秀琴1a,1b,周浪1a,1b,张运锋2,张美霞2 (11南昌大学a.材料学院,b.光伏学院,南昌330031;21英利能源(中国)有限公司,河北保定071051)摘要:对铸造多晶硅片进行了1000~1400e的高温退火和不同方式冷却实验,用显微观察法对退火硅片及其相邻姊妹片位错密度进行了测量统计。
研究了退火温度和冷却方式对铸造多晶硅片中位错密度的影响。
结果证实:当退火温度在1100e及以下时,硅片的位错密度并没有降低反而增加了;当退火温度在1320e及以上时,硅片的位错密度明显降低,其幅度随温度提高增大;但退火后如断电随炉冷却而不控制冷却速率,位错密度又会提高。
关键词:多晶硅;硅片;位错;退火;冷却中图分类号:TN304107文献标识码:A文章编号:1003-353X(2011)05-0378-04E ffect on H igh T e mperature Anneali ng on D islocation Density ofM ulticrysta lli ne Sili conW afersX in Chao1a,1b,Zhou Jian1a,1b,Zhou Panb i n g1a,1b,W ei X i u q i n1a,1b,Zhou Lang1a,1b,Zhang Y un feng2,Zhang M eix ia2(11a.M aterial Ins titute;b.P ho tovolt a ic Instit ute,N anc hang Universit y,N anchang330031,Ch i na;21Y i ng li E nergy(Ch i nese)Company L i m ited,Baod i ng071051,Chi na)Abst ract:H igh te m perature annealing at1000-1400e and various subsequent cooling experi m en ts for m u lticrysta lline silicon wa fers w ere carried ou.t D islocati o n density of the sa mp le w afers w as ana l y zed w ith d islocati o n m icroscopic observation m ethod.The effects o f t h e annea li n g te m perature and the coo ling m ethods on the d isloca ti o n density of m ulticrysta lline silion w ere studied.The results confir m the abno r m a l pheno m enon that the d islocati o n density of the silicon w afer i n creases after annea li n g at1100e or be lo w.A fter annea ling a t1320e or higher,t h e disl o cation density i n the w afers decreases re m arkably,increases when the subsequent cooling isn.t contro lled and the w afer w as left to cool do w n natura lly i n the o f-f po w er fur nace.K ey w ords:m ulticr ystalli n e silicon;silicon w a fer;d islocati o n;annea li n g;coo li n gEEACC:2250A0引言太阳能光伏行业发展的几十年中,多晶硅太阳能电池始终占据了市场的主流。
硅器件中退火工艺对性能的影响研究
硅器件中退火工艺对性能的影响研究硅器件是凝聚态物理学的重要研究对象之一，同时也是现代电子技术中最基本的元器件之一。
退火是硅器件等半导体器件加工制造过程中至关重要的一步。
退火工艺对硅器件性能的影响一直是材料学家和电子工程师们关注的焦点问题之一，本文将探讨退火工艺在硅器件中的作用以及对器件性能的影响，以期加深人们对硅器件的认识和理解。
一、硅器件中的退火工艺硅器件是半导体器件的一种，通常是由单晶硅材料制成的。
晶体硅是一种金属铸造法制备的单晶，在加工成器件之前，需要通过退火等工艺对其进行提纯和晶体结构调整以获得所需的性能和结构。
硅器件在加工制造过程中需要多次进行退火工艺，以达到不同的目的。
例如，若要降低硅器件的电阻率和减少杂质浓度，可以采用高温退火；若要增加硅器件的导电性能和能够承受高电压等级，可以采用快速退火；而若要增加硅器件的导电性能和改善晶格缺陷的特性，可以采用退火后掺杂工艺。
二、退火工艺对硅器件性能的影响退火工艺是硅器件加工制造中不可或缺的一环，其能够影响硅器件结构和性能的多种因素。
具体而言，影响包括硅器件的电性能、热稳定性、光学性能等方面。
下面分别进行探讨。
（一）退火工艺对硅器件的电性能影响硅器件的电性能是其最基本的性能之一。
退火工艺对硅器件的电性能起到了重要作用。
退火工艺可以降低硅器件的电阻率和提高器件的导电性能。
这是因为高温退火可以通过对硅器件晶体结构进行调整，减少硅器件中的杂质浓度和缺陷，从而提高硅器件的导电性能。
此外，快速退火也能提高硅器件的导电性能，使硅器件能够承受更高的电压等级。
此种退火工艺通过将硅器件快速加热再快速冷却的方式来获得更好的电性能。
因此，退火工艺对硅器件的电性能有重要影响。
（二）退火工艺对硅器件的热稳定性影响硅器件作为一种用于电子器件的材料，在使用过程中需要承受高温环境的考验。
因此，硅器件的热稳定性也是其重要的性能之一。
退火工艺能够对硅器件的热稳定性产生影响，即通过一定的退火工艺来提高硅器件的热稳定性。
退火温度和时间对制备多晶硅薄膜的影响
退火温度和时间对制备多晶硅薄膜的影响靳瑞敏;王玉仓;陈兰莉;罗鹏辉;郭新峰;卢景霄【期刊名称】《材料导报》【年(卷),期】2010(024)006【摘要】通过PECVD法于不同温度直接沉积非晶硅(a-Si:H)薄膜,选择于850℃分别退火2h、3h、6h、8h.于700℃分别退火5h、7h、10h、13h,于900℃分别退火1h、3h、8h,分别于720℃、790℃、840℃、900℃、940℃退火1h,然后用拉曼光谱和SEM进行对比分析,发现退火温度与退火时间的影响是相互关联的,并且出现一系列晶化效果好的极值点.【总页数】3页(P89-91)【作者】靳瑞敏;王玉仓;陈兰莉;罗鹏辉;郭新峰;卢景霄【作者单位】南阳理工学院太阳能电池研究所,南阳,473000;郑州大学材料物理教育部重点实验室,郑州,450052;南阳医学高等专科学校,南阳,473004;南阳理工学院太阳能电池研究所,南阳,473000;南阳理工学院太阳能电池研究所,南阳,473000;南阳理工学院太阳能电池研究所,南阳,473000;郑州大学材料物理教育部重点实验室,郑州,450052【正文语种】中文【相关文献】1.高能球磨时间和退火温度对制备TiNi合金粉的影响 [J], 马维刚;起华荣;王效琪;成佳;史庆南;陈亮维2.薄膜厚度和退火温度对纳米多晶硅薄膜特性影响 [J], 赵晓锋;温殿忠;王天琦;丁玉洁3.衬底和退火温度对多晶硅薄膜结构及光学性质影响 [J], 路晓翠;周炳卿;张林睿;张娜4.AIC多晶硅薄膜的制备与其上HWCVD低温外延生长多晶硅薄膜的研究 [J], 唐正霞;沈鸿烈;江丰;张磊5.铝诱导法制备多晶硅薄膜的膜层间结合力影响机制 [J], 段永利;臧浩天;邓文宇;齐丽君;杜广煜;谢元华;刘坤因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
退火条件对多晶硅薄膜光电性能的影响
Ｖｏ ． ５ （． １２ ＿２ Ｊ Ｍａ－ ｌ ． ２ ｘ７ （）
文章编号 ：０８—１ｏ （０７ ｏ １０ ４２ ２ｏ １２—０９ —０ １２ ４
退 火 条件 对 多 晶硅 薄膜 光 电性 能 的 影 响
陈城钊 邱 胜桦 陈洪财 林璇英２ ， ， ，
（ ． 山师范学院物理与电子工程系 ． １韩 广东 潮 州 ５ １４ ； ． ２０ １２ 汕头大学 物理 系． 广东 汕头 ５５６ ） １０３
谱 ． Ｔｕ 由 ａｃ图得 到薄膜 的光 学带 隙 Ｅ ． 在遮 光真
Ｏ 引 言
多 晶硅薄 膜 已被 成功 地应用 于太 阳能 电池 、 集
空屏蔽室中使用 Ｋ Ｉ Ｌ Ｙ １ 型高阻测试仪测量 ＥＴ Ｅ ６７ Ｈ
成电路 、 薄膜晶体管 （Ｆ ） １ ｒ 以及一些新型 的光 电传 感 器 、 测器 等领 域 ． 探 因此 ， 如何 获得 优质 的多 晶硅 薄膜 一 直是 国 内外 众多研 究者 的研究 热 点 ．
本文主要讨论不 同退火工艺即射频氢等离子体的 功率 、 衬底温度 、 退火时间等条件对薄膜微结构及
Ｓ—Ｈ键合 模式 的影 响 ， ｉ 以及 由此 对 薄膜 暗 电 导率 和光 学带 隙 的影 响 ．
１ 实验 与 样 品
实验所用衬底 为玻璃和单晶硅（ １） 以供不 Ｉ１ ， 同的测试之用 ． 非晶硅薄膜是用等离子体增强化学
黑
迁移率增加很多 ； 另一方面， 晶化后材料的带隙变 窄， 导带载流子浓度显著增加 ． 根据 电导率公式 盯 ：ｎ ｚ载流子浓度 １ ｅ， ／ ７ ， 和迁移率 的增加都将使 电
从表 １ 可以看出 ， 同条件下制备的有晶化结 不
旦
苫
七
果 的薄膜都具有较 高的暗 电导率 ， ｌ。 ｌ 达 Ｏ。 Ｏ ｎ～・ｍ～， ｃ 比非 晶硅 薄 膜 的 暗 电导 率 ｌ Ｏ ｌ Ｏ
热处理对金属材料的晶界特性的影响
热处理对金属材料的晶界特性的影响热处理是一种常见的金属材料处理方法，通过控制材料的加热和冷却过程，可以对其晶界特性产生一系列的影响。
本文将探讨热处理对金属材料晶界特性的影响，并分析其中的原因和作用机制。
一、晶界特性的定义和重要性晶界是指不同晶粒之间的边界或界面，是晶体中的重要结构特征。
晶界的性质对金属材料的力学性能、腐蚀性能以及疲劳寿命等都有着重要的影响。
晶界特性主要包括晶界能、晶界角、晶界迁移等。
二、热处理对晶界能的影响热处理可以改变金属的晶界能，进而影响晶界的稳定性和强度。
常见的热处理方法包括退火、淬火和时效处理。
通过热处理，晶界能可以得到控制和调整，进而影响材料的力学性能和变形行为。
三、热处理对晶界角的影响晶界角指的是晶界之间的夹角，其大小与晶界能和晶粒长大速率等因素有关。
热处理条件的改变可以引起晶粒的长大和晶界角的改变。
退火处理可以使晶界角减小，晶粒细化，从而提高材料的强度和塑性。
四、热处理对晶界迁移的影响晶界迁移是指晶界在加热和冷却过程中发生位置变化的现象。
热处理可以通过改变材料的晶界迁移行为来调整晶界的形态和分布。
对于某些金属材料，合适的热处理条件可以使晶界迁移受限，从而提高材料的抗晶粒生长能力和边界强化效应。
五、热处理对晶界结构的影响机制热处理对晶界结构的影响主要通过改变晶界的能量状态和解离度来实现。
晶界能通过杂质控制、应力松弛和界面扩散等方式进行调控，进而改变晶界结构和性质。
此外，晶界还受到固溶体与析出物相互作用、位错运动和晶粒长大速率的影响。
六、热处理对不同金属材料的晶界特性影响不同金属材料的晶界特性受热处理影响的方式和机制各不相同。
以铁基合金为例，热处理可以使碳弥散到晶界附近，形成碳化物层，从而影响晶界的化学成分和稳定性。
对于铜基合金，热处理可以改善晶界的结构和匀质性，提高其耐腐蚀能力。
综上所述，热处理对金属材料的晶界特性具有明显的影响。
通过合理的热处理参数和方法，可以有效地调控晶界的结构和性质，进而改善金属材料的性能。
离子注入和退火对LTPS-TFT特性的影响
离子注入和退火对LTPS-TFT特性的影响秦心宇;罗昆明【摘要】近年来,随着我国社会经济的快速发展,导致科学技术水平得到了不断进步,同时人们的日常需求也越来越高。
目前,消费者对于显示器画质以及分辨率的要求越来越高,许多OLED显示器生产者越来越注重提高清晰度、功耗、薄厚程度以及轻重程度等方面的研究,同时其应用领域包含高清晰的大型视频家电以及便携式的移动设备等。
而其相关技术的发展路径包含色彩还原度的提高以及屏幕分辨率的提高,并将纸张等传统媒介替换为平板显示,从而使人们的日常生活与工作无纸化,而以上方式的实现都需要AMOLED显示技术以及柔性显示技术的快速发展。
本文研究了离子注入和退火对LTPS-TFT特性的影响。
【期刊名称】《电子技术与软件工程》【年(卷),期】2019(000)001【总页数】1页(P86-86)【关键词】离子注入;退火;LTPS-TFT;特性;影响【作者】秦心宇;罗昆明【作者单位】[1]云谷(固安)科技有限公司阵列中心,河北省廊坊市065500;[1]云谷(固安)科技有限公司阵列中心,河北省廊坊市065500;【正文语种】中文【中图分类】TN305.3平板显示的主要技术便是薄膜场效应晶体管，而具有源矩阵寻址的平板技术都需要薄膜场效晶体管来进行控制与驱动。
而主动型面板按照薄膜晶体管技术可划分为高温多晶硅、低温多晶硅以及非晶硅三类。
传统的氢化非晶硅薄膜场效应晶体管的载流子迁移率不高，因此无法有效驱动尺寸庞大的AMOLED。
高温多晶硅具有工艺温度较高的特点，所以不能使用熔点不高的玻璃作为基板，必须使用石英作为基板。
但低温多晶硅可以完美解决所有问题，低温多晶薄膜场效应晶体管具有迁移率较高的载流子，可以在面板中将驱动电路进行集成，进而降低面板整体的体积以及重量，同时其设计规则较小，拥有较大的开口率，可以实现高品质画面的同时确保其省电功能。
与此同时，低温多晶薄膜场效应晶体管被称为未来LCD的主要技术。
多晶硅太阳能电池材料 退火
多晶硅太阳能电池材料退火
在多晶硅太阳能电池生产过程中，退火是一个关键的步骤之一。
退火是指将新鲜加工的多晶硅片在高温下进行加热处理，以使晶体结构更加均匀、缺陷更少，从而提高太阳能电池的效率和性能。
多晶硅太阳能电池材料的退火过程通常需要在高温下进行，可以通过各种方式实现。
其中，常用的方法包括：真空退火、气氛退火和玻璃离子退火。
这些方法可以在常压下进行，也可以在真空下进行。
退火过程中，多晶硅太阳能电池材料中的缺陷和杂质会被移除或减少，晶体的结构也会逐渐优化。
这些过程可以显著提高太阳能电池的效率和性能，使得太阳能电池可以更好地转化太阳能为电能。
总之，退火是多晶硅太阳能电池制造过程中的一个关键步骤，可以改善材料的性能和效率，从而提高太阳能电池的整体性能和效益。
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第26卷 第12期2005年12月半 导 体 学 报CHIN ESE J OURNAL OF SEMICONDUCTORSVol.26 No.12Dec.,2005Received 10J une 2005 Ζ2005Chinese Institute of ElectronicsE ffect of Therm al Annealing on Characteristicsof Polycrystalline SiliconRen Bingyan 1,Gou Xianfang 1,2,Ma Lifen 1,2,Li Xudong 2,Xu Ying 2,and Wang Wenjing 2(1Semiconductor Research I nstit ute ,Hebei Uni versit y of Technolog y ,Tianj in 300130,China )(2B ei j ing S olar Energ y Research I nstit ute ,Bei j i ng 100083,China )Abstract :Oxygen and carbon behaviors and minority 2carrier lifetimes in multi 2crystalline silicon (mc 2Si )used for solar cells are investigated by FTIR and QSSPCD before and after annealing at 750～1150℃in N 2and O 2ambient.For comparison ,the annealing of CZ silicon with nearly the same oxygen and carbon concentrations is also carried out under the same conditions.The results reveal that the oxygen and carbon concentrations of mc 2Si and CZ 2Si have a lesser decrease ,which means oxygen precipitates are not generated ,and grain boundaries in mc 2Si do not affect car 2bon behavior.Bulk lifetime of mc 2Si increases in N 2and O 2ambient at 850,950,and 1150℃,and the lifetime of mc 2Si wafers annealed in O 2are higher than those annealed in N 2,which shows that a lot of impurities in mc 2Si at high temperature annealing diff use to grain boundaries ,greatly reducing recombination centers.Interstitial Si atoms filling vacancies or recombination centers increases lifetime.K ey w ords :polycrystalline silicon ;oxygen ;lifetime EEACC :2520CC LC number :TN30411+2 Document code :A Article ID :025324177(2005)12222942041 IntroductionPolycrystalline Si wafers have become preva 2lent in t he recent p hotovoltaic market.However ,t hey need f urt her quality imp rovement for highly efficient ,low 2co st solar cells.First we must under 2stand t he behaviors of imp urities and defect s in t he polycrystalline Si wafers in more detail.Because t here are grain boundaries and more imp urities and defect s ,mc 2Si material has more complicated p hysi 2cal behavior in high temperat ure annealing t han mono 2crystalline silicon.Oxygen in mc 2Si is a very important imp urity t hat affect s t he elect rical and mechanical properties of silicon material during heat t reat ment s [1].However ,t he formation of oxy 2gen precipitates ,t he variety of minor carrier life 2times ,and t he influence of t he annealing ambient are less investigated for polycrystalline silico n solarcells.In t his paper ,t he effect s of t hermal annealingon oxygen behavior and carrier lifetimes for poly 2crystalline Si wafers are investigated.2 ExperimentThe polycrystalline Si wafers provided by Ba 2yer Solar Corporation in t his experiment were p 2type ,019Ω・cm ,and 285μm t hick.The interstitial oxygen and substit ute carbon concent rations of t he samples were 813×1017and 2×1017cm -3,respec 2tively.For comparison ,p 2type CZ 2Si samples wit h〈100〉orientation ,1～3Ω・cm ,a t hickness of330μm ,and almost t he same oxygen concent ration were also st udied.The samples were cleaned wit h chemical solution ,and Si oxide was removed in an HF (10%)solution.Then t hey were subjected to heat t reat ment at 1260℃for 1h in N 2ambient so as to eliminate t he influence of t hermal history before第12期Ren Bingyan et al.: Effect of Thermal Annealing on Characteristics of Polycrystalline Siliconannealing [2].A single step heat t reat ment was t hen carried out in t he temperat ure range of 750～1150℃for 4h in N 2and O 2ambient.Interstitial ox 2ygen concent rations and minority 2carrier lifetimes before and after annealing were determined by F T 2IR (Fourier transmission inf rared spect ro scopy )and QSSPCD (quasi 2steady state p hotoconductance decay ).Finally ,t he samples were etched by Sirtl or Wright solution and were examined wit h an optical microscope and SEM.3 R esults3.1 Change of the interstitial oxygen concentra 2tions Figures 1and 2show t he profiles of t he inter 2stitial oxygen co ncent ration of CZ 2Si and mc 2Si during single step annealing in t he temperat ure range of 750～1150℃in N 2and O 2ambient.It can be seen t hat t he oxygen concent ration in CZ 2Si and mc 2Si slightly decreases (except for t he light in 2crease in mc 2Si at 950℃).The change of oxygen concentration is almo st uniform in N 2and O 2an 2nealing.This indicates t hat t here is almost no gen 2eration of oxygen p recipitates in CZ 2Si and mc 2Si wafers in N 2or O 2ambient.This has less influence on oxygen concent ration during single step annea 2ling.Fig.1 Interstitial oxygen changes with annealing tem 2perature under N 2and O 2surrounding in CZ 2SiwafersFig.2 Interstitial oxygen changes with annealing tem 2perature under N 2and O 2surrounding in mc 2Si wafers3.2 Change of substitute carbon concentration Carbon in CZ silicon has been reported to have a significant influence on oxygen precipitation dur 2ing heat t reat ment s.In addition ,t here is a much higher carbon concent ration in mc 2Si t han in CZ silicon.Carbon can enhance t he nucleation of oxy 2gen precipitates at low temperatures (<850℃)and does not affect t he amount of oxygen precipitatesat higher temperat ures (>950℃)[2].Carbon con 2centration after annealing was determined by F T 2IR.As shown in Table 1,t he carbon concent ration does not affect t he amount of oxygen precipitate at higher temperat ures in single annealing ,and grain bo undaries in mc 2Si do not affect carbon behavior.Table 1 Change of substitute carbon concentration of mc 2SiT /℃75085095010501150[C s ]/1017cm -3N 2ambient 2.051.92.152.21.6[C s ]/1017cm -3O 2ambient2.4 2.6 2.5 1.8 2.63.3 Change of carrier lifetimeFigures 3and 4show change of carrier lifetimeof silicon wafers during single step annealing in t he temperat ure range of 750～1150℃in N 2and O 2ambient.The lifetime of CZ 2Si wafers after annea 2ling decreases drastically wit h increasing annealing5922半 导 体 学 报第26卷temperat ure but has a recovery at 950℃,which p robably generates many defect s and new recombi 2nation centers ,and some interstitial Si atoms filling vacancies or recombination centers result in life 2time recovery at 950℃.Also ,t he lifetime of CZ 2Si wafers annealed in O 2ambient is lower t han t hose annealed in N 2.This p henomenon is probably due to t he fact t hat during annealing in O 2ambient ,in 2terstitial Si atoms are supplied from a growing SiO 2/Si interface so t hat excess interstitial Si at 2oms might recreate new recombination centers [3].Fig.3 Ratio of minority carrier lifetime changes with annealing temperature under N 2and O 2surrounding in CZ 2SiwafersFig.4 Ratio of minority carrier lifetime changes with annealing temperature under N 2and O 2surrounding in mc 2Si wafersAs shown in Fig.4,t he lifetime of minority carriers in mc 2Si wafers has great increases at 850,950,and 1150℃,respectively.The changes of life 2time in N 2and O 2ambient are almo st t he same.The lifetime of mc 2Si wafers annealing at 1150℃increases 120%in O 2ambient and t he lifetime of mc 2Si wafers annealed in O 2ambient is higher t han t hose annealed in N 2.The reason for t he increase is p robably due to t he fact t hat a lot of imp urities in mc 2Si at high temperat ure annealing diff use to grain boundaries ,greatly reducing recombination centers.On t he ot her hand ,interstitial Si atoms filling vacancies or recombination centers result s in a lifetimeincrease.Fig.5 SEM (500×)(a )and optical micrographs (200×)(b )of defects in the cleavage plane of mc 2Si after annealing at 1050℃4 ConclusionWe conclude t hat t he oxygen concentration of mc 2Si and CZ 2Si had a slight decrease (except for a light increase in mc 2Si at 950℃)in N 2and O 2am 2bient during single 2step annealing ,which means oxygen precipitates were generated.Lower carbon concent ration did not affect t he amount of o xygen p recipitates athigher temperat ures ,and grainbo undaries in mc 2Si did not affect carbon behavior.6922第12期Ren Bingyan etal.: Effect of Thermal Annealing on Characteristics of Polycrystalline SiliconBulk lifetime of mc 2Si increased wit h temperat ure in N 2ambient at 850,950,1150℃,and annealing in O 2showed better result s t han in N 2.On t he contra 2ry ,t he lifetime of CZ 2Si annealed in N 2or O 2de 2creased rapidly.The changes of lifetime and oxygen concentration in N 2and O 2annealing were almo st t he same.The reason for t he lifetime increase is p robably due to t he fact t hat a lot of imp urities in mc 2Si at high temperat ure annealing diff use to grain boundaries ,greatly reducing recombination centers.On t he ot her hand ,interstitial Si atoms filling vacancies or recombination centers result s ina lifetime increase.R eferences[1] Yang D ,Li D S.Oxygen in Czochralski silicon used for solarcells.Solar Energy Materials &Solar Cells ,2002,72:133[2] Yang D ,Moeller H J.Effect of heat treat ment on carbon inmulticrystalline silicon.Solar Energy Materials &Solar Cells ,2002,72:542[3] Mimura M ,Ishikawa S ,Saitoh T.Relationship between t her 2mal treat ment conditions and minority carrier lifetimes in p 2type ,FZ Si wafers.Solar Energy Materials &Solar Cells ,2001,65:454热退火对多晶硅特性的影响任丙彦1 勾宪芳1,2 马丽芬1,2 励旭东2 许 颖2 王文静2(1河北工业大学半导体研究所,天津 300130)(2北京太阳能研究所,北京 100083)摘要:为研究热退火对太阳电池用多晶硅的影响,在750～1150℃,N 2和O 2环境下分别对硅片进行热处理.用傅里叶红外光谱仪和准稳态光电导衰减法测量退火前后的氧碳含量和少子寿命的变化.为了比较,对有相同氧碳含量的直拉硅片进行同样处理.结果发现:在多晶和单晶片中氧碳含量下降很小,意味着没有氧沉淀产生,晶界对碳行为影响不大.多晶硅片在N 2和O 2环境下,850、950和1150℃下退火,少子寿命都有很大提高,并且在O 2中退火比N 2中退火少子寿命上升得更多,可能由于在高温退火时大量杂质扩散到晶界处,减少了复合中心.另外,间隙硅原子填充了空位或复合中心从而导致寿命提高.关键词:多晶硅;氧;寿命EEACC :2520C中图分类号:TN30411+2 文献标识码:A 文章编号:025324177(2005)12222942042004206210收到Ζ2005中国电子学会7922。