В соответствии с анализом, проделанным в работе [15], можно оп­ределить область решений, где допустимо одномерное приближение. Она ограничивается неравенством [15]

h2» 1. (55)

Область решений (если принять границей h =10) для различных б показана на рис. П.1.3. Она находится выше кривой d(W) и имеет по­грешность решения <1%. Хорошая точность решения достигается уже для тех значений du которые удовлетворили бы технологов (см. гл. 1, разд. 1.4).

Несмотря на нелинейность (12), градиент температуры вдоль гори­зонтальной оси кристаллизатора в области / является постоянным при реальных режимах. Изменение VХТ в области II в сильной мере

зависит от Xi, 5 и W. В общем случае с ростом Xi продольный гради­ент уменьшается, что способствует ослаблению термических напряже­ний. Аналогично — и для поперечного градиента WZT. Таким образом, изотермы при продольном сечении параллельны между собой и накло­нены относительно перпендикуляра к плоскости ленты (рис. П. 1.4).

Рис. П.1.3. Области допустимости одномерного приближения с погрешностью ~1%.

Для каждой толщины ленты (1 — 100; 2 — 300; 3 — 500 мкм) области решений (d\ W) с погрешностью <. 1% лежат выше соответствующей кривой.

Рис. П. 1.4. Изотермы в кристаллизующейся и охлаждающейся ленте кремния. Скорость вытягивания — 35,7 см/мнн; угол наклона фронта кристаллизации к плоскости ленты — 0,5°; длина зоны кристаллизации — 10,9 мм; скорость роста — 0,33 см/мин; ожи­даемый средний размер зерна — 13 мм. а — осевые градиенты температуры в зонах кри­сталлизации и охлаждения равны; б — осевой градиент температуры в зоне охлаждения в 10 раз больше, чем в зоне кристаллизации.

10

і

aj

і

0,1

Рис. П.1.5. Зависимость длины зоны кристаллизации и скорости кристаллизации от среднего размера зерна при различной толщине ленты.

1 — 100; 2 — 300; 3 — 500 мкм. Существенное влияние ширины ленты на данную зависимость не отмечено.

На рис. П. 1.5 мы видим зависимости скорости роста и длины зоны кристаллизации от задаваемого среднего размера зерна. Фактически при d > 10 мм имеет место независимость и h от толщины и шири­ны ленты. Нас интересуют большие размеры зерен, поэтому можно по­лагать, что ок и /г не зависят от 5 и W. Для увеличения ожидаемого размера зерна необходимо увеличивать h и уменьшать и*. При этом надо учитывать, что по сравнению с изменениями h скорость кристал­лизации практически не зависит от d.

Величины ив и у изменяются экспоненциально в зависимости от размера зерна (рис. П. 1.6). Такие сильные зависимости указывают на технологическую сложность попадания в оптимальный режим (т. е. со­ответствие vB и h, или vB и V*T). Зависимости (d0 и у (d) подобны и антибатны, что следует из (46) и слабой зависимости от d (см. рис. П. 1.5), поэтому рассмотрим только vB (d, 5, W). Скорость вытя­гивания достаточно существенно зависит от W, однако к производи­тельности (см2/мин) это не относится. В то же время видно (рис. П. 1.6), что увеличение толщины ленты в п раз уменьшает производительность также в и раз при том же среднем размере зерна. Литье ленты с более крупным размером зерна мы можем производить с большей vB, однако это требует увеличения длины зоны кристаллизации (см. рис. П. 1.5) и

du мм

Рис. П.1.6. Зависимость скорости вытягивания и угла наклона фронта кристаллизации к горизонтальной плоскости от среднего размера зерна при различных значениях толщины 5 и ширины W ленты.

W= 20 см; 5, мкм: 1 — 100,2 — 300, 3 — 500; 5 = 100 мкм; W, см: 4 — 10,5 — 20,6 — 40.

значительного уменьшения VХТ (рис. П.1.7). Контроль VХТ упирает­ся в аппаратурное решение. Для устойчивого контроля и управления процессом при высоких температурах (Гс= 1685 К) (см. гл. 2, разд. 2.5), по-видимому, не следует опускаться ниже VXT = 0,1-1 К/см, что огра­ничивает нас по размеру зерна сверху d =15-25 мм (см. рис. П.1.7) в зависимости от толщины ленты. Исходя из соображений качества лен­ты и аппаратурных возможностей, лучше лить более толстую и широ­кую ленту. Таким образом, видно, что условия качества и производи­тельность (а с ней и материалосбережение) противоречат друг другу. Из представленных вариантов (5= 100, 300 и 500 мкм) видно, что, про­игрывая в производительности в 5 раз (с ростом толщины), можно вы­играть в размере зерна лишь в 2 раза. Обзор литературы (см. гл. 1, разд.

1. 4) показывает, что при существующих простейших (как наиболее экономически выгодных) технологиях изготовления кремниевых сол­нечных элементов наземного применения увеличение размера зерна в 2 раза на среднем уровне d =15 мм не дает заметного увеличения в эф­фективности преобразования солнечной энергии. Двукратный рост среднего размера зерна существенен при d < 1 мм [1-4]. Отсюда мож­но сделать вывод, что практичнее лить более тонкую ленту, например в 100 мкм толщиной.

10 20 30 40 50

dx. мм

Рис. П. 1.7. Зависимость осевого градиента температуры «г среднего размера зерна при различной толщине и ширине ленты.

Уел. обозн. см. рис. П.1.6.

Область охлаждения ленты ввиду малого ЧХТ ъ области кристал­лизации лучше разделить на два участка. На первом необходимо под­держивать ЧХТ близкий по величине к области / (см. рис. П.1.1) с це­лью более точного контролирования малого градиента. На втором участ­ке (основном по длине для области II, рис. П. 1.1) V ХТ должен уста­навливаться более значительным также из-за аппаратурных (компоно­вочных) соображений.

* * *

На основе проведенного моделирования видно, что литье крем­ниевой ленты в плоском широком кристаллизаторе вполне может обес­печить получение качественной ленты при высокой производительно­сти. В качестве прототипа может выступать способ HCRP (см. гл. 6, разд. 6.2). Полученные в результате моделирования соотношения могут быть использованы при оптимизации технологии и конструировании оборудования. Оценочный расчет показывает, что техническая реали­зация на современном аппаратурном уровне позволит получать крем­ниевую ленту с одной установки для обеспечения производства сол­нечных элементов ~2 МВт/год.

Для удобства решения переместим начало координат из точки х = О в точку х = h и перейдем от переменной х к переменной х. При х = 0 в соответствии с решением в зоне кристаллизации будем иметь следую­щие граничные условия:

£(0,г) = ехр K*a^(l-eP(1_z)jj, (17)

= _к * asjft (0, г) еР(1_г), 0 < г £ 1. (18)

at

Уравнение (2) описывает также стационарное распределение тем­ператур в области охлаждения ленты — 0 < т < L. Учитывая (11), за­пишем (2) в безразмерном виде

Э0(х, г) Э20(т, г) дШь(г) ^ ^

Эх Эг2 Эт

где по аналогии с (3)

t

0 (t, г) = | Xs (t) dt = In [і (t, г) / tb (t)] (2ft)

В соответствии с предположением (в) примем граничные условия первого рода на верхней и нижней стенках кристаллизатора, учитывая (8), (12), (17) и (19)

Ч ("О * t(х,0) = tb (0)exp[«•<(!-«*)], 0 < х < xL; tb (0) ■ t (0,0) = ехр[к*о* (l — ep)];

Ј(x, l) = exp[^c*a* (1-й»’)]. о < x < xL.

Учитывая (20), перейдем в выражениях (17)—(18), (22)-(24) к перемен­ной 0:

0(о, г) = к*<(ер-ер(1 г)у 0 < г ^ 1; Э^^ = к*<(л-Р2ер(1_г)), 0 < г < 1;

Эт

0(т, 1) = к*а5т (є’*»’ — є*’ +е?-І), (28)

Соответствие (26) и (18) при г = 0 и г = 1 требует

Л=Р2еРиД=р2. (29)

Таким образом, возможная погрешность в тепловом потоке при выборе независимых Аь и At составляет ~ к * affi. Так как р « 1, то такой погрешностью можно пренебречь.

Будем предполагать, что одинакова в областях I и II (см. рис. П. 1.1). В противном случае анализ показывает, что при принятом ана­литическом виде (22) и (24) возникает строгая зависимость между ско­ростью вытягивания и физическими характеристиками кремния, то есть отсутствует всякая технологическая вариабельность. Для кремния при условии, что в кристаллизаторе лента охлаждается на 150 К, постоянст­во asm соблюдается с точностью 6%. Учитывая экспериментальную погрешность в измерениях свойств и сделанные предположения, такая погрешность является вполне удовлетворительной.

Способ решения уравнений вида (19) очень подробно описан в [9]. Разложим 0 (х, г) в ряд Фурье по синусам (в соответствии с условием (27)) по параметру г на интервале 0 < z < 1

®M.= S2M*)sin(M. (3°)

п=I

где

і

(х) = J ©(x,2r)sm(n„^)f/^, (31)

о

и решим (19) при граничных условиях (25) — (28).

Умножим (19) на sin (|хпг) и проинтегрируем по г от 0 до 1

j э20(.1»г) sin (ц„г)dz = + к * а^Аье^, (32)

J0 dz дх

где в соответствии с (22) учтено, что

(33)

дх

Если взять интеграл в левой части (32) по частям, учесть (31) и

sin М-„ = 0, (34)

то

|3 Ц2’*"S‘n [©(х>°) " 0(х>1)cos^ J " А СО • (35)

Подставим (35) в (32)

Zh (г

+ ^п(‘с) = 5(ц„,х), (36)

Эх где

В (ц„,х) ■ [0(х, о) — 0(х, l)cosp.„] + к * (1 — cosp.„)/p.„,

(37)

или с учетом (27) и (28)

В(іп, х) = к*а;

Решение дифференциального уравнения (36) имеет следующий вид:

0-да

В соответствии с (25), (31) и (34)

l—cosm^ ц„ | mcosi^

Ц„ Ц^+Р2 ц£+р2

(40)

Подставим (38) и (40) в (39), затем возьмем интеграл и получим

Ъп (х) = к * < Ц 1-^Ьі. «У —

v-n к + А

^ 1 — COS Цп [1п Л

м* +Р2

(41)

Подстановка (41) в (30) дает

е^т _ g~tfr ^ (еР _ 1)(1 _ 2ер~ц"т (1 + ер)е~ц"т

Дп + Л + ^ + ^ ^+Р2

_ e-vi* ^ _ e-v^T (ер _ 1)(1 _ е^т}

+ ^ ii———————— ‘ +

V„+A V^+Л,

(еР — l)e~v v2+p2

(43)

Дифференцирование (41) по t и подстановка полученного выражения в (30) также дают нам (43). Таким образом, мы показали выполнение ус­ловия (26).

Требование уменьшения термических напряжений поперек плас­тины и ее равномерного охлаждения можно представить так:

Чч>’) = Ч{ч)

и

Э0(т,1) _ Э©(х, 0) Эг дг

В соответствии с (23) и (24) уравнение (44) свяжет параметры Аь и At. Согласно (30) уравнение (45) потребует только четных значений п,

т. е. в (42) останутся только слагаемые с v„.

Уравнения (8) и (42) показывают, что мы располагаем тремя сво­бодными параметрами: Аь, At и h. На рис. П. 1.1 видно, что h связыва­ет скорость роста и скорость вытягивания

vK = Уд sin y = vsBl V1 4-h2 = г>в! h.

Таким образом, выбор соотношения и* / vK определяет h в единицах б. Это реально ограничивается поддержанием необходимого механизма кристаллизации и теплового режима.

1.2. РАСЧЕТЫ

Средний размер зерна в поликристаллическом материале находит­ся в существенной зависимости от скорости охлаждения на фронте кристаллизации:

(47)

В соответствии с выводами [10-11] эту зависимость мы можем пред­ставить в виде

dx = tvT1/2 ></,*.

10 20 30 40

d, мм

Рис. П.1.2. Зависимость размера вторичных дендритов от размера первичных дендритов.

Неравенство определяет наибольшее значение vT, при которой еще бу дет расти зерно заданного размера d*. При дендритном росте зерен размер вторичных ветвей дендритов в соответствии с выводами [11] можно определить как d2 = О, Ц°8. Он должен быть не меньше 1 мм либо существенно меньше 1 мм, чтобы не влиять на средний размер зерна. Зависимость d2{d{) — слегка нелинейна (рис. П. 1.2).

Параметр Ь в (48) определяли по данным работы [12]: при vT =

10 К/мин размер зерна d} — 3-5 мм. Отсюда Ь = 9,8 10“3 м(К/с)1/2, что хорошо согласуется с условиями, наблюдавшимися в [13]. Для оценки vK необходимо знать критическую скорость выращивания, превышение которой приводит к прекращению монокристаллического роста зерна. В [14] приводится эмпирическая формула для метода БЗП:

(49)

только здесь размерности vK — в см/мин, D — в см. В [14] также отмечает­ся, что для устойчивого и воспроизводимого выращивания бездислока ционных монокристаллов оптимальна скорость, приблизительно в 2 раза меньшая, чем вычисляемая по формуле (49)

(50)

Если эффективный размер площади фронта кристаллизации на рис. П.1.1 записать в виде

D = — fewbhisiiry,

то, подставляя (51) в (50) с учетом (46), получим

vK = 1,25 • 10’5 (JI/4W6)1 М (l + (Я/б)2 )~‘ ‘* (52)

Решая совместно (8), (12), (47), (48) и (52), приходим к нелинейному неравенству

А2 ~|/(і + /г2)3/4 £ 0, (53)

где

K*Pg

V 1,28Ю10Л*(Ь, М)2

Из выражения (53) получаем значение длины зоны кристаллизации (или скорости вытягивания (46), (52)), обеспечивающее качественный рост зерна заданного размера. В общем случае скорость кристаллиза­ции является функцией переохлаждения и кристаллографической ори­ентации на фронте кристаллизации. Выражение (52) косвенно учитыва­ет эту зависимость, поскольку является следствием эмпирической фор­мулы (50).

Сделаем следующие допущения:

а) температура кремния в жидком клине на интервале х = (0; h) равна температуре кристаллизации и не зависит от пространственных координат;

б) в соответствии с анализом, проведенным в [7], будем учи­тывать влияние перегрева расплава соответствующим увеличением теп­лоты кристаллизации в условии Стефана на поверхности раздела фаз;

в) точный контроль температуры нижней поверхности кри­сталлизатора предполагает граничные условия первого рода.

Поскольку кристаллизатор имеет однонаправленное охлаждение (только нижней поверхности), то в рассматриваемой модели (для об­ласти /, см. рис. П. 1.1) предполагаем, что верхняя стенка кристаллиза­тора является адиабатической и имеет температуру на своей нижней поверхности, равную температуре кристаллизации.

Рост качественного кристалла требует одинаковых условий на фронте кристаллизации. Наилучшим образом этому отвечает плоская форма ФК

£(.x) = x/h. (1)

При выполнении условия (1) можно рассматривать характеристики зернообразования вне зависимости от места роста.

Уравнение, определяющее распределение температуры в затвер­девшем кремнии, имеет вид [7]

Если использовать переменную Кирхгофа

t

« = (3)

і

то для области / уравнение (2) можно переписать в безразмерных пере­менных

= 0 <хйК 0 £ г £$(*). (4)

ах дг

На фронте кристаллизации температура везде равна температуре кри­сталлизации

■й(*,г) = 0, г = ^(х). (5)

Допущения (а) и (б) и результаты [7] дают возможность ввести эффек­тивную теплоту кристаллизации, учитывающую перегрев расплава

к* = к + cmv (^о 1) / 2рр,

где

cmv = т^-: Їсе (t)pe (0Л- ~1 ,

Тогда условие баланса теплоты на поверхности фазового превращения можно записать так:

(6)

где штрих означает производную по х.

Решение (4) при условиях (5) и (6) в соответствии с [7] можно представить в виде ряда

ЛІ+1

*(*•’)=§(Ре")’

Наложение условия (1) на (7) приводит к уравнению

В соответствии с (8) условие (в) можно записать в виде 0(л:,О) = к * asm (і — .

Так как Р/А «1,то

d(x,0) « — K*a^x/k = — к*Рescx/h2 « 1.

Согласно [8] теплопроводность кремния в интервале 500-1685 К может быть описана обратно пропорциональной зависимостью

Xs = lit.

Тогда из (3) мы получаем

ft(x, z) = In t (X, Z), t {x, z) =

или с учетом (10)

t (x, 0) = 1 + (x, 0) = 1 — к * Pe* X / h2.

Для точности решения и разработки технологии важно знать раз­мер зоны снятия перегрева расплава (лг0 на рис. П. 1.1), поступающего в кристаллизатор. Приравняем поток тепла перегрева и поток тепла, пе­редаваемый расплавом нижней стенке кристаллизатора,

v*PeC(8AT0 /X0=a(TM-Tw). (14)

Если разделить (14) на величину АеТс/Ь, то получим запись в безразмерных переменных

Pef At0/х0 = Nu(At0 /2 — Д^) (15)

или

х0 = Pef/ Nu (1 / 2 — Atw /А t0). (16)

При и* = 3 • 1СГ3 м/с, учитывая условие неразрывности v^P* = t^P5,

оценки для кремния показывают, что отношение Pec/Nu = 0,37. Тогда

при |Д^| = [Д£0( или Atw « 0 зона снятия перегрева меньше б.

Как было отмечено ранее (разд. 1.4), эффективность преобразова­ния энергии солнечного излучения в электрическую в значительной мере зависит от структурного совершенства материала, используемого в солнечных элементах. Требование высокого значения х„н накладывает ограничение снизу на размеры зерен в поликристаллической ленте (см. разд. 1.4.1), т. е. средний размер кристаллита d должен быть больше толщины ленты (пластины) б и желательно больше 1 мм [1-4].

Анализ способов непрерывного получения ленточного кремния непосредственно из расплава (см. гл. 4-9) показывает достаточную перспективность способа формирования тонкого ленточного кристалла в плоском кристаллизаторе машины горизонтального литья [5]. В этом случае имеет место высокая производительность и относительная про­стота получения ленты значительной ширины (200 мм и более). Основ­ными задачами организации такого процесса являются:

— формирование и поддержание в кристаллизаторе и ленте темпе­ратурных полей определенной конфигурации;

— постоянство скорости вытягивания;

— подбор и автоматизация режимов затравления;

— выбор покрытия внутренней полости кристаллизатора, обеспе­чивающего отсутствие взаимодействия с кремнием (в качестве приме­ра можно рекомендовать покрытие ЭЮг на S13N4, представленное на рис. 8.9).

Для выявления основных закономерностей проведем анализ одно­мерного уравнения теплопроводности совместно с эмпирическими со­отношениями, связывающими размеры и структурное качество расту­щего зерна со скоростью охлаждения [6].

Приложение 1 написано совместно с А. Н. Черепановым [6].

Дополнительные условные обозначения

а — безразмерный коэффициент температуропроводности, а = Мер

Аь — параметр охлаждения нижней стенки кристаллизатора во П области

At — параметр охлаждения верхней стенки кристаллизатора во П области

Ь, — константа, связывающая скорость охлаждения и размер зерна, m(K/cV

Ь„ (т) — коэффициенты разложения 0(т, г) в ряд Фурье по синусам С — удельная теплоемкость, Дж/(кг-К)

с — безразмерная удельная теплоемкость, с — С / С*

D — эффективный диаметр фронта кристаллизации

d2 — средний размер вторичных дендритов, м

Я — координата границы I и II областей на оси X, м

А — безразмерная координата границы I и II областей

L — безразмерная длина кристаллизатора, L = XLI5

N — нормаль к фронту кристаллизации, м

п — целое число от 1 до о»

Nu — число Нуссельта, Nu = об / е

Ре — число Пекле, Ре = а„РС5 / Л

Т — температура, К

/ — безразмерная температура, t = T/Tc

Тм — средняя температура расплава в кристаллизаторе на интервале — ло <*<0, Тм =ГС+ДГ0/2,К Tv — средняя температура стенок кристаллизатора в зоне снятия перегрева,

tb (т) — безразмерная температура внутренней поверхности нижней стенки

кристаллизатора АТ0 — перегрев расплава, К

Д — безразмерный перегрев расплава, Дt0 = ДГ0 / Тс Д tw — безразмерное переохлаждение стенок кристаллизатора в зоне снятия перегрева, Дtw = (Тю — Тс)/Тс Vj — — скорость охлаждения, К/с

W — ширина ленты или канала кристаллизатора, м

X — горизонтальная ось, м

х — безразмерная горизонтальная координата, х-Х1Ъ

х0 — безразмерная координата зоны снятия перегрева

.Xq — координата зоны снятия перегрева на оси X

XL — длина кристаллизатора, м

Z — вертикальная ось, м

z — безразмерная вертикальная координата, г = Z / Ь

а — коэффициент теплопередачи, Вт/(м2-К)

Р — безразмерный параметр, 3 = Ре*„/ h = Ре*/ asmh

у — угол между £(х) и х, град.

S — толщина кремниевой ленты или высота канала кристаллизации, м

К — скрытая удельная теплота кристаллизации, Дж/кг

к — безразмерная скрытая удельная теплота кристаллизации, к = К / С’Тс

К * — эффективная скрытая удельная теплота кристаллизации, Дж/кг

к* — безразмерная эффективная скрытая удельная теплота кристаллизации, к* = К* / CscTc Л — теплопроводность, Вт/(м К)

X — безразмерная теплопроводность, X = Л / Л£

— корни уравнения sin ц„ = О

5(Л) — кривая проекции поверхности кристаллизации на плоскость X-Z

1;(х) — кривая проекции поверхности кристаллизации на плоскость x-z

Р — плотность, кг/м3

р — безразмерная плотность, р = Р / PJ

т — безразмерная координата ро оси х, т = (x-h)l$h = (x-h) /Ре„

xL — безразмерная координата конца кристаллизатора, тl={L — h) IPesm

Индексы

с — для температуры кристаллизации

і — для жидкой фазы

тп — для среднего значения в температурном интервале

5 — для твердой фазы

v — для величины, относящейся к единице объема

Кристаллизатор (рис. П. 1.1) представляет собой горизонтальный плоский щелевой канал высотой б и длиной L, внутри которого проис­ходит кристаллизация потока жидкого кремния (область кристаллиза­ции -1) и одностороннее охлаждение движущейся кремниевой ленты (область охлаждения ленты — II). Одностороннее охлаждение растуще­го кристалла приводит к тому, что фронт кристаллизации отклоняется от вертикальной оси, и передний край кристалла приобретает форму клина. Такая геометрия фронта кристаллизации позволяет в широком диапазоне изменять отношение между скоростью кристаллизации и скоростью вытягивания ленты. Поскольку стенки кристаллизатора толе тые, то технологически легче поддерживать тепловые условия, задав температуру вблизи их внутренних поверхностей.

Введем два утверждения, которые отвечают реальности техноло гического npoi., сса: кремниевая лента — тонкая; перенос тепла за сч движения ленты больше кондуктивного теплового потока вдоль гори зонтальной оси. Тогда продольным потоком тепла по сравнению с по перечным можно пренебречь. В разд. 1.3 мы укажем конкретные фа ницы такого приближения. Решения для областей I и II будем искаг отдельно. Сшивку решений осуществим по совпадению температур продольных тепловых потоков на границе раздела зон.

В способе EPR [7] кремниевый порошок с размером зерен 70-100 мкм и электросопротивлением 1-2 Ом-см прессуется в плоскую заго­товку при давлении 20 МПа в тигле из карбида кремния. Плавление проводится сканирующим электронным пучком 100-300 Вт с диамет­ром пятна 0,5-1 мм в вакуумной камере, имеющей систему протягива­ния. Электронная аппаратура позволяет получать общий разогрев заго­товки до 1200-1300 °С и движущуюся зону расплава с температурой выше 1410 °С.

Толщина пластины составляла 150-300 мкм и зависела от глубины тигля. Кристаллическая структура EPR-пластин характеризуется столб­чатыми зернами, ориентированными параллельно оси вытягивания. Размеры зерен: несколько миллиметров шириной и несколько санти­метров длиной (-0,5-5 см2). Основйой проблемой, как и для всех спо­собов группы ЛПЗ, является наличие высоких термических напряже­ний из-за высоких температурных градиентов и нелинейного темпера­турного профиля во время кристаллизации.

Электрические и механические характеристики получаемой ленты:

Диффузионная длина НН, мкм 40-100

Подвижность, см2/(Вс):

основных носителей 25

неосновных носителей:

без пассивации 40-70

с пассивацией (С VD — пленка S13N4) 60-100

Остаггочные термические напряжения, МПа 30-120

Кпд экспериментальных СЭ на основе пластин EPR-Si составлял 8-9,5%, что явно недостаточно для существенного интереса к данному способу.

Способы, относящиеся к методу ЛПЗ, еще относительно новы и поэтому можно ожидать их усовершенствования. Однако применение лазерного и электронного лучей в связи с их малым кпд вряд ли будет перспективно с точки зрения энергосбережения и удешевления СЭ. Термические напряжения требуют дополнительного отжига пластин, что тоже удорожит технологию. Наиболее перспективными с этих то­чек зрения следует считать способы SSP и BRG, естественно, при неко­тором усовершенствовании.

Схема способа BRG представлена на рис. 9.4. Принципы действия оборудования заключаются в следующем. В зону выращивания посту­пает кремниевый порошок из источника 2, подогреваемый специаль­ным нагревателем 1. Слой порошка и затравочный кристалл 6 распола­гаются на подложке 12, которая состоит из двух частей, разделенных зазором. Подложка подогревается индукционными нагревателями 10, вызывающими тепловыделение в частях, имеющих переменную тол­щину, так что центральный участок вблизи зазора прогревается силь­нее. Основной нагрев осуществляется электрическим током между электродами 3, контактирующими с зоной выращивания, в результате чего образуется зона расплава 11. Правая часть заготовки при поступ­лении порошка вытягивается в горизонтальном направлении. Тепло­отвод 8 от зоны кристаллизации осуществляется инертным газом 9 и

Рис. 9.4. Схема получения кремниевой ленты способом BRG [5].

I — подогреватель кремниевого порошка; 2 — источник кремниевого порошка; 3 — основ­ные электроды; 4 — кварцевые изоляторы; 5 — вспомогательный электрод; б — кремние­вая лента; 7 — вторичный теплосъем; 8 — основной теплосъем; 9 — поток охлажденного Инертного газа; 10- нагреватель подложки; 11 — расплав; 12 — подложка с зазором меж­ду основными электродами.

регулируется по длине ленты определенной формой радиаторов 7, 8. В формировании ФК участвуют также основные электроды 3. В подэлек — тродных областях с каждой стороны расплавленной зоны 11 имеет ме­сто градиент силы тока. Таким образом, получается наклонный фронт кристаллизации, так что способ BRG имеет все преимущества роста клином. Наклон ФК к горизонтальной плоскости (при выращивании Si — лент) составлял у = 2° (рис. 9.5).

Авторы [5] предполагают, что если подложку, поддерживающую растущий ленточный кристалл, делать прерывистой вдоль оси ленты и изготавливать из кремния, то не будет внесения дополнительных за­грязнений из чужеродного материала. Отмечается также, что лента мо­жет иметь произвольную ширину при соответствующем контроле за распределением температур по краям. При выращивании более тонких лент очевидно, что величина требуемого для расплавления лент тока понижается.

Способ этот еще новый и сравнение его с другими технологиями затруднительно, в первую очередь, из-за отсутствия достаточной ин­формации. Необходимо отметить, что в схеме рис. 9.4 существует опасность электролиза примесей из материала электродов 3, непосред­ственно контактирующих с расплавом кремния, и даже растворения электродов.

Ширина получаемой ленты составляла 110 мм при толщине 300 мкм. В структуре материала наблюдаются удлиненные зерна несколько сантиметров в длину и до 1 см в ширину. Границы зерен практически перпендикулярны поверхности. Плотность дислокаций составляла 103-106 см-2, содержание кислорода —1-Ю16 см’3 и углерода —3-Ю17 см’3. Тестовые СЭ размером 2×2 см2 после водородной пассивации и алю­миниевого геттерирования показали эффективность выше 13%.

Достоинством данного способа является высокая чистота процесса и относительная, как считают авторы [2-4], простота оборудования. К недостаткам способа SSP нужно отнести:

— невозможность регулирования толщины ленты в процессе выра­щивания без изменения толщины порошкового слоя;

— наличие высоких градиентов температуры, приводящих к силь­ным термическим напряжениям.

Основные принципы и технологические схемы

хема процесса SSP представлена на рис. 9.3. Исходный порошок кремния с размерами частиц от 150 до 500 мкм высыпается из воронки ровным плоским слоем на движущиеся кварцевые или кремниевые пластины 4 (рис. 9.3). Толщина исходного слоя — около 700 мкм. Под­держивающие пластины с порошком кремния транспортируются в зону сплавления 2 при помощи кварцевых роликов. Под действием радиа­ционного теплового потока верхний слой порошка расплавляется и свя­зывает частицы в ленту-заготовку. При этом жидкая фаза не достига­ет поддерживающих пластин, так что они легко отделяются от полу­ченной ленты-заготовки. После отделения поддерживающих пластин

лента-заготовка идет по краевым опорам. Расплавление производится фокусированием света линейных галогеновых ламп 5 на порошковый слой и на ленту-заготовку с помощью отражателя. В следующей зоне 1 в заготовке полностью проплавляется срединная часть ленты между опорами. Нерасплавленные края, поддерживающие ленту 6, в дальней­шем отрезаются. Скорость вытягивания ленты достигала 2,5 см/мин.

При переплаве в вакууме способ RTR дает возможность получать очень чистый материал [1,6] ввиду отсутствия многих источников при­месей, присущих тигельным способам. Дополнительным фактором очистки служит испарение части примесей, более летучих, чем кремний.

Несмотря на то, что по схеме рис. 0.2 получается довольно широ­кая лента (~75 мм), в переплаве по схеме рис. 9.1 использовалась лента около 20 мм [1]. Типичная структура RTR-ленты содержала удлинен­ные зерна в несколько миллиметров шириной [1]. Плотность дислока-і

ций составляла 104— 106 см 2, а плотность микропреципитатов доходила до 103 см-3. Небольшая высота расплавленной зоны и очень высокие!

градиенты температур приводили к сильным механическим напряже­ниям и даже к разломам в кристаллизующейся ленте.

Средняя эффективность получаемых СЭ была в пределах 5-10% [6], а максимально достигнутый кпд СЭ составил 13%.

В настоящее время технология RTR практически заброшена [2] из — за технических трудностей, связанных с необходимостью увеличения ширины ленты, и из-за высокой стоимости процесса.

Схема установки по способу CVD (Chemical Vapor Deposition) представлена на рис. 9.2. Тонкий слой кремния 6 осаждается из смеси

реагирующих газов 5 на временную подложку — движущуюся транс­портную ленту 7. Реакция разложения газов идет в результате нагрева от резистивных нагревателей 3. Транспортная лента непрерывно про­ходит через кварцевую защитную трубу-лайнер 4, снаружи которой размещена система нагрева с теплоизоляцией. Кремниевая лента отде­ляется от транспортной снаружи лайнера.

Получавшаяся поликристаллическая кремниевая лента имела ши­рину до 75 мм, толщину около 100 мкм и низкую стоимость. Однако из — за очень малых размеров зерна она не могла быть применена непосред­ственно для изготовления СЭ и использовалась для переплава на лазер­ной установке RTR. Скорость выращивания при этом составляла до 2,5 см/мин.