本文研究的是在絲網(wǎng)印刷中鋁背場中硅的橫向拓展，在合適的工業(yè)溫度范圍內(nèi)，鋁層的增長速度為（1.50±0.06）μm/℃。這樣的話，硅片中鋁擴散的最大極限速度就可以預測，而且不被接觸面積的大小限制只會受溫度的影響。所以，背場的形狀不僅影響了串聯(lián)電阻的損失，而且會影響硅鋁接觸形成的過程，另外，快速冷卻會導致柯肯特爾空洞而不是產(chǎn)生共晶層。

太陽能電池的背鈍化技術有效地提高了電池的效率，但是在絲網(wǎng)印刷中對鋁粉漿和硅之間的接觸的優(yōu)化所起的作用是微不足道的，而且需要更深地理解金屬半導體之間的接觸效應。事實上，當串聯(lián)電阻減少時，接觸面積和指間距的配合是一個至關重要的問題。另一方面，用高質(zhì)量P+摻雜層[背場（BSF）]的形成來提高電池的性能一直很具有挑戰(zhàn)性。最近，接觸開縫中鋁的高重疊對于生成良好的BSF和使接觸電阻的最小化是至關重要的，從而背場的設計能夠影響串阻的損失和接觸形成的過程。本文中，研究的以液體鋁和硅之間的相互擴散為基礎得到最優(yōu)最小的背場接觸間距。這些結(jié)果已經(jīng)應用在絲網(wǎng)印刷的背面接觸式和背面鈍化硅的太陽能電池上。

圖1（a）所示的是背面鈍化硅和背面接觸式的太陽能電池的橫截面。

3個變量用來描述背面結(jié)構--接觸開縫的寬度（LCO），d1；鋁層中擴散硅的最大傳播極限，d2；接觸面積，LP，所以，（d2-d1）/2代表了在LCO的一側(cè)（遠離接觸面積）的鋁中的硅的傳播。如圖所示，在圖1（a）的截面模型中，LCO，d1限制了硅和鋁的接觸面積，電池背面全部覆蓋著鋁，LCO在結(jié)構的背面，而BSF在LCO中形成，這是鋁硅的相互擴散。圖1（b）的顯微鏡圖片所示的是和圖1（a）相同背面結(jié)構的太陽能電池背面的一部分，深灰色部分（在d2里）在鋁層中是顯而易見的，但不代表BSF的形成，因為它們比LCD（d2>d1）要寬，理解這種現(xiàn)象可以促進現(xiàn)在研究的發(fā)展。

拋光的Czochralski P型硅片，電阻率為1.5±0.5Ωcm，覆蓋著用加強等離子體化學蒸汽沉積的介質(zhì)絕緣層。LCO（d1）可以用絲網(wǎng)印刷蝕刻膏來得到，其中包括的磷酸是一種有效的介質(zhì)場的腐蝕劑，介質(zhì)的腐蝕是通過在330℃的紅外爐中加熱硅片4min。干刻蝕膏會在幾秒內(nèi)在充滿了用去離子水稀釋的0.2%的KOH的超聲波清洗器中被清除。d1的值可在100-150μm范圍內(nèi)，為50μm的差距（但真實值約比其大20μm，這是由于刻蝕膏的擴散），絲網(wǎng)印刷后多出的20μm的鋁接觸完全覆蓋了背鈍化和開縫。樣品在燒結(jié)爐中燒結(jié)后會形成合金，3個發(fā)射峰值溫度是：750℃、850℃和950℃。深灰色可見區(qū)域的寬度值可以用光學顯微鏡測量。

鋁層可以用掃面電子顯微鏡（SEM）和能量色散譜/能量色散x射線來表征（EDS/EDX）。如圖1（a）所示，三層（A，B，C）分別是：BSF（A：硅和1%的鋁合成）；共晶層或鋁硅合金（B：鋁和12.6%的硅合成）；和多孔鋁C。對于背鈍化太陽能電池，可以從兩方面重新定義鋁層：（1）在共晶合金（大于鋁和12.6%的硅的合成）中的深灰色可見區(qū)域（在d2范圍內(nèi)）；（2）鋁層的剩余部分是有鋁粉漿的固體顆粒形成的。

圖2所示的是不同LCO寬度的d1關系圖，其中y軸是深灰色區(qū)域（硅在鋁中的區(qū)間限制d2）的光學測量，對應著燒結(jié)的峰值溫度，LCO是500μm時，標繪的誤差線表示了在光學顯微鏡分析中的較小偏差。對不3個不同的d1值，圖線為線性擬合，而相同的關于燒結(jié)峰值溫度的線性相關是值得人們注意的，其中斜率是（3±0.12）μm/℃，這意味著LCO的增長速度是（1.50±0.06）μm/℃。

此外，LCO邊界處硅的橫向擴散限制[d2-d1]/2決定于以下參數(shù)：750℃時是（75±9），850℃時是（225±30），950℃時是（375±90）。這些結(jié)果顯示對于一定的燒結(jié)峰值溫度，硅在鋁中的擴散范圍是不變的，而且不受LCO寬度的影響，所以硅在鋁中的最大的擴散范圍是可以預測的。

在950℃燒結(jié)峰值溫度時，用EDX對兩個樣品中鋁硅合金進行行掃描。圖3顯示的是SEM顯微圖和EDX結(jié)果。樣品在激光切割后，在以下條件下進行橫截面的分析：加速電壓10KV，檢測電流780PA，掃描速度5.4μs/pxl，電子束聚焦成直徑660nm，10μm的行掃描寬度中300s記一次數(shù)。從LCO的中心200μm處可以測量出硅含量，雖然這種方法的結(jié)果會受鋁層的結(jié)構均質(zhì)化所影響，但是可以發(fā)現(xiàn)鋁中的硅濃度隨著與LCO中心的距離的增加而減小，如圖3（b）所示。

圖3（a）所示的是d1約為80μm時鋁層下形成的共晶層。圖3（b）所示的是硅的濃度，符合以LCO為基礎的高斯擬合，左邊和右邊都減小到預計的擴散極限375μm。從高斯擬合來看，最大濃度代表了27個計數(shù)，而擴散極值處（d2-d1）/2的濃度大約代表了3個計數(shù)。在硅的擴散區(qū)間（距離LCO375μm）中，對于高燒結(jié)峰值溫度950℃，C[（d2-d1）/2]/C0=11.11%的硅濃度一直呈現(xiàn)在鋁層中，BSF同樣是在這樣的接觸下形成，深達8μm。

圖3（c）所示的是在這樣的接觸下沒有形成共晶層而是形成了空穴。這種情況下，鋁被儲存在一個寬廣的接觸開縫（d1約為125μm）而且在高燒結(jié)峰值溫度下燒結(jié)（迅速冷卻）。通常在這種樣品的LCO中會存在空穴，這是由于冷卻時時間太短。圖3（d）所示的是存在空穴的樣品中鋁層中的硅成分，描述了在接觸開縫的中心和距離接觸開縫中心大于150μm的兩個極大值處更高濃度形成的不規(guī)則形式。這種現(xiàn)象可以由硅和鋁之間的接觸形成的以下模型解釋。

硅-鋁層的形成從鋁的熔化開始。液體鋁浸潤電介質(zhì)的開縫的硅表面，然后硅在鋁層中溶解，硅中鋁滲透的深度是關于溫度和鋁球直徑的函數(shù)。在燒結(jié)峰值溫度為950℃時，滲透深度是20μm，如圖3（a）和圖3（c）所示。因為硅在鋁中的溶解度比鋁在硅中的溶解度要高，所以硅原子在鋁中擴散的體積比鋁原子在硅中的大。如果燒結(jié)峰值溫度太高，擴散會加快，而且硅在鋁層中擴散的會更深。界面處，首先鋁直接和大部分硅接觸，并處于飽和狀態(tài)，然后硅擴散過程從大量的液體鋁質(zhì)量的橫向界面的邊界（沒有飽和的硅）開始，幾秒過后，在距離接觸面大于370μm的鋁層中可以發(fā)現(xiàn)大量的硅原子。P型硅（BSF）在滲透時大量鋁原子的出現(xiàn)直接變換了鄰近表面，一旦燒結(jié)峰值溫度達到最大值，液體溶解就會達到飽和。

當接觸面積太大時，更多的存在鋁粒子的硅表面相互作用，位于界面中間部分的熔融物會迅速飽和。此外，在很高的燒結(jié)峰值溫度（迅速冷卻）下，合金化過程中熔融物可能會產(chǎn)生高彈性應力場?？驴系聽栃忉屃藘煞N原子擴散的比率是不同的，硅鋁相互擴散產(chǎn)生的空穴可能在熔融中合并，柯肯德爾空穴的產(chǎn)生和集合代替了共熔合金。

通過冷卻樣品，液相中硅的成分不得不隨著雙液曲線減少。但是由于空穴的存在只有LCO的邊界仍然與鋁層直接相關，到達共熔溫度時，遠離接觸面的位置沒有更多分離的硅，全部保持液體凝固狀態(tài)，在鋁中就會存在高濃度的硅[如圖3（d）所示]。如果鋁和硅的反應只在d2中發(fā)生，那么深灰色區(qū)域就會被限制，在鋁中硅的傳播會達到擴散極限，所以由于擴散的菲克定律，很明顯會隨著與界面中心的距離呈指數(shù)遞減。

因為在液態(tài)鋁中硅的擴散，大量的鋁會在電介質(zhì)開縫的一邊重疊，起到一個優(yōu)化的金屬半導體作用。由于接觸電阻的減少和BSF的均質(zhì)化，鋁很明顯在狹窄的電介質(zhì)開縫中重疊。我們認為分散的硅的最大的傳播極限（d2）決定了鋁金屬化的最小寬度，條件是有最好的接觸和全部是BSF構造，所以d2決定鋁的層疊。同樣，指間距也由絲網(wǎng)印刷鋁層（LP≥d2）中硅的傳播極限決定。鋁層疊的另一個應用可能應用在相互交叉的背接觸的n型硅太陽能電池中，可得到高質(zhì)量的絲網(wǎng)印刷的鋁合金發(fā)射極。

總之，本文的研究在絲網(wǎng)印刷中對鋁粉漿和硅接觸有了更深的理解。在絲網(wǎng)印刷中，當燒結(jié)的峰值溫度在750℃-950℃范圍內(nèi)，鋁層中硅的傳播的增長速度為（1.50±0.06）μm/℃。電介質(zhì)的一邊上，硅的橫向傳播極限不受接觸面積大小的影響，但是會受到燒結(jié)溫度的影響。當燒結(jié)溫度為750℃、850℃和950℃時，硅的橫向傳播極限預計分別是75μm、225μm和375μm。所以，鋁接觸的寬度可能由鋁層中擴散硅的最大傳播極限決定。本文認為觸點間距應該等于或大于鋁中擴散硅的最大傳播極限，此外柯肯德爾效應可以解釋鋁接觸中空穴的產(chǎn)生。這些結(jié)果可以應用于工業(yè)上優(yōu)化高效絲網(wǎng)印刷背接觸太陽能電池和背鈍化太陽能電池。