Beschreibung

Die Erfindung betrifft ein photoaktives Halbleiterbauelement gemäß Oberbegriff des Anspruches 1 sowie ein Verfahren zum Herstellen eines selektiven Kontakts eines photoaktiven Halbleiterbauelements gemäß Oberbegriff des Anspruchs 10.

Photoaktive Halbleiterbauelemente unterteilen sich in Photonen absorbierende Halbleiterbauelemente, so genannte photovoltaische Solarzellen und Photonen emittierende Halbleiterbauelemente, so genannte Licht emittierende Dioden (LED). Solche photoaktiven Halbleiterbauelemente weisen typischerweise einen Metall-Halbleiter-Kontakt zur elektrischen Kontaktierung eines Halbleitersubstrats des Halbleiterbauelements auf. Zur Verbesserung der elektrischen Eigenschaften und insbesondere des Wirkungsgrades des Halbleiterbauelements besteht ein Bedarf, die Rekombination am Metall-Halbleiter-Kontakt zu reduzieren. Hierdurch verbesserte sich die Effizienz des Halbleiterbauelementes. Insbesondere bei photovoltaischen Solarzellen erhöht sich die Offenklemmspannung unter Norm-Testbedingungen.

Bei photovoltaischen Solarzellen ist es bekannt, über so genannte selektive Kontakte einen Metall-Halbleiter-Kontakt zu realisieren, der einen geringen elektrischen Kontaktwiderstand und gleichzeitig eine geringe Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit für Minoritätsladungsträger aufweist. Aus M.

Tanaka, Japanese Journal of Applied Physics, Bd. 31, Nr. Part 1, No. 11, S. 3518-3522, 1992. ist die Struktur einer so genannten HIT-Solarzelle (Hete- rojunction with Thin Intrinsic Layer) bekannt. Deren Passivierung beruht zum einen auf der Absättigung von Defektzuständen an der Silicium-Oberfläche durch eine dünne intrinsische amorphe Siliciumschicht und einer im kristallinen Silicium induzierten Bandverbiegung, welche durch die dotierte amorphe Siliciumschicht mit einer Bandlücke größer als die von kristallinem Silicium erzeugt wird. Der Wasserstoff in dem hydrogenisierten amorphen Silizium (a-Si:H) spielt hier eine entscheidende Rolle: Er reduziert die Defektdichte an der Grenzfläche zum Silicium sowie in den intrinsischen und dotierten Schichten.

Als alternativer selektiver Kontakt ist aus US 2012/005547 A1 die Verwendung von polykristallinem Silizium, welches Kohlenstoff enthält (pc-SiC) anstelle von amorphem Silizium bekannt. Hierbei wird die Passivierung der Grenzfläche durch ein dünnes passivierendes Oxid erzeugt. Da polykristallines Silizium nur eine geringfügig größere Bandlücke als das kristalline Halbleitersubstrat hat, spielt die Bandlücke bei der Passivierung keine Rolle. Um eine hohe Selektivität zu erhalten, werden die pc-SiC-Schichten üblicherweise stark bis entartet dotiert, um so effektiv die Rückinjektion von Minoritäten zu reduzieren.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein photoaktives Halbleiterbauelement mit einem selektiven Kontakt sowie ein Verfahren zur Herstellung eines photoaktiven Halbleiterbauelementes mit einem selektiven Kontakt zur Verfügung zu stellen, welche verbesserte Eigenschaften gegenüber den vorbekannten Halbleiterbauelemente und/oder günstigere Herstellungsverfahren ermöglichen.

Gelöst ist diese Aufgabe durch ein photoaktives Halbleiterbauelement gemäß Anspruch 1 sowie durch ein Verfahren zum Herstellen eines selektiven Kontakts eines photoaktiven Halbleiterbauelementes gemäß Anspruch 10. Vorzugsweise Ausführungsformen finden sich in den abhängigen Ansprüchen. Hiermit wird der Wortlaut sämtlicher Ansprüche explizit per Referenz in die Beschreibung aufgenommen.

Das erfindungsgemäße Halbleiterbauelement ist vorzugsweise mittels dem erfindungsgemäßen Verfahren und/oder einer vorzugsweisen Ausführungsform davon hergestellt. Das erfindungsgemäße Verfahren ist vorzugsweise zur Ausbildung eines erfindungsgemäßen Halbleiterbauelementes und/oder einer vorzugsweisen Ausführungsform hiervon ausgebildet.

Das erfindungsgemäße photoaktive Halbleiterbauelement weist ein Halbleitersubstrat sowie eine mittelbar auf eine Oberfläche des Halbleitersubstrats angeordnete, Kohlenstoff enthaltende SiC-Schicht auf. Siliziumschichten, welche Kohlenstoff enthalten und typischerweise als SiC-Schichten bezeichnet werden, sind an sich bekannt und beispielsweise in US 2012/005547 A1 beschrieben. Insbesondere können solche Schichten Dotierungen aufweisen, d. h. p-dotiert sein oder n-dotiert sein.

Zwischen der SiC-Schicht und dem Halbleitersubstrat ist mittelbar oder unmittelbar eine passivierende Zwischenschicht angeordnet. Weiterhin weist das Halbleiterbauelement eine metallische Kontaktierungsstruktur auf, welche mittelbar oder unmittelbar auf einer der passivierenden Zwischenschicht abgewandten Seite der SiC-Schicht angeordnet ist. Die metallische Kontaktierung ist in an sich bekannter Weise elektrisch leitend mit der SiC-Schicht verbunden.

Die SiC-Schicht des erfindungsgemäßen photoaktiven Halbleiterbauelements ist eine dotierte Schicht, d. h. , sie weist eine p-Typ- oder n-Typ-Dotierung auf.

Es liegt hierbei im Rahmen der Erfindung, dass weitere Schichten oder Elemente zur Ausbildung des photoaktiven Halbleiterbauelements vorgesehen sind, insbesondere um in an sich bekannter Weise die optischen Eigenschaften des photoaktiven Halbleiterbauelementes zu verbessern, beispielsweise durch refle- xionsvermindernde Schichten und/oder Strukturen.

Wesentlich ist, dass die SiC-Schicht teilweise eine amorphe Struktur und teilweise eine kristalline Struktur aufweist.

Die Erfindung ist in der Erkenntnis der Anmeldung begründet, dass durch solch eine Struktur wesentlichen Nachteile einer amorphen Siliziumschicht einerseits und einer polykristallinen SiC-Schicht gemäß vorbekanntem Stand der Technik andererseits vermieden werden:

Amorphes Silicium passiviert nur im hydrogenisierten Zustand (a-Si: H) die kristalline Siliciumoberfläche effektiv. Bei Erwärmung einer hydrogenisierten, amorphen Siliziumschicht tritt eine strake Effusion von Wasserstoff ein, welches die Passivierungseigenschaften der Schicht deutlich verschlechtern. Damit sind nach der Abscheidung nur noch Temperaturen unter 250 °C erlaubt. Des Weiteren ist bei amorphen Siliciumschichten die Dotiereffizienz aufgrund der Defekte in der amorphen Schicht limitiert. Da zur Erreichung hoher Offenklemmspannung und hoher Füllfaktoren eine bestimmte Dotierung notwendig ist, müssen die Schichten daher ausreichend dotiert werden. Ein zu starker Einbau von Dotierstoffen führt jedoch zur Verschlechterung der Passivierung, sodass die genaue Einstellung der Dotierung sehr wichtig ist und hohe Anforderungen an die Genauigkeit des Herstellungsprozesses stellt.

Bei der Verwendung von dotiertem, amorphen Silicium in Kombination mit dünnen Tunneloxidschichten, können zusätzliche Probleme auftreten: Die hydroge- nisierten a-Si:H Schichten sind typischerweise sehr wasserstoffreich. Zudem ist der Wasserstoff schwach im a-Si:H gebunden und somit sehr mobil. Wird nun eine gewisse Temperatur der Schicht zugeführt - während des Abscheideprozesses bzw. im anschließenden Hochtemperaturschritt, kommt es zur Effusion des Wasserstoffs, welcher ein sog. Blistern der a-Si-Schicht hervorrufen kann. Dies ist insbesondere in den unterschiedlichen Segregationsquotienten des Wasserstoffs im Silizium bzw. Siliziumoxid begründet. Solch ein Blistern kann die amorphe Siliziumschicht erheblich beschädigen und entsprechend die elektrischen Eigenschaften des Halbleiterbauelementes erheblich verschlechtern.

Weiterhin neigt amorphes Silizium zur Oxidation bei Erwärmung. Hieraus ergibt sich der Nachteil, dass die amorphe Siliziumschicht beispielsweise beim Einfahren in einen Ofen bei normaler Atmosphäre durchoxidiert, und die Schicht teilweise oder vollständig in Si0 ₂ umgewandelt wird, und somit als elektrische Barriere wirkt und keine metallische Kontaktierung mehr möglich ist.

Ein weiterer, wesentlicher Nachteil einer amorphen Siliziumschicht ist, dass bei Temperaturen über 600 °C ein vollständiges Kristallisieren erfolgt. Dadurch ist der Vorteil der größeren Bandlücke und der damit einhergehenden größeren Selektivität zerstört.

Nach Aufbringen einer amorphen Siliziumschicht sind somit keine Hochtemperaturschritte mehr möglich.

Insbesondere das Aufbringen etwaiger Passivierungen oder Durchführen so genannter Temperschritte muss vor Aufbringen der amorphen Siliziumschicht erfolgen, wodurch manche Zellstrukturen nicht realisiert werden können, woraus sich kostenaufwändige Verfahren ergeben. Eine SiC-Schicht weist den Vorteil auf, dass auch eine hydrogenisierte SiC- Schicht erheblich weniger Wasserstoff gegenüber einer einer hydrogenisierten amorphen Siliziumschicht aufweist und darüber hinaus der Wasserstoff bei der SiC-Schicht eine C-H-Bindung eingeht, welche wesentlich stabiler ist, als die S H-Bindung des Wasserstoff der amorphen Siliziumschicht, Durch diese genannten Effekte wird somit die Gefahr des Blisterns erheblich verringert.

Weiterhin schützt der Einbau von Kohlenstoff die Schicht vor unerwünschter Oxidation während einer thermischen Handlung.

Weiterhin ist eine SiC-Schicht resistent gegenüber einigen bei der Herstellung von Halbleiterbauelemente häufig verwendeten Säuren, im Gegensatz zu einer amorphen Siliziumschicht. Hierdurch erweitert sich somit die Bandbreite möglicher Prozessierungsschritte und es können Kosten eingespart werden.

Ein weiter Vorteil von SiC ist, das es amorph mittels PECVD abgeschieden wer den kann, und nachfolgend in einem Hochtemperaturschritt kristallisiert werden kann. Wird die SiC Schicht wie bei US 2012/005547 Al nach Abscheidung bei einem Hochtemperaturschritt vollständig kristallisiert, kann dies dazu führen, dass die Bandlücke deutlich verkleinert wird und damit die Passivierung ausschließlich durch das Tunneloxid gewährleistet ist, was höhere Anforderungen an das Oxid stellt und dessen Herstellungsprozess stellt. Nachteilig ist hierbei weiterhin, dass die vollständige Kristallisation der SiC-Schicht hohe Temperatu ren (größer 1000°C) benötigt, welche somit einen kostenintensiven Prozessschritt darstellen und darüber hinaus andere Schichten schädigen können, insbesondere weitere, zur besseren Passivierung verwendete Oxidschichten. Darüber hinaus führt die vollständige Kristallisation der SiC-Schicht zum Aufbau erheblicher Schichtspannungen zwischen SiC-Schicht und passivierenden Zwischenschicht bzw. dem Halbleitersubstrat. Dies wirkt sich negativ auf die Passi Vierungseigenschaften aus.

Die vorliegende Erfindung vermeidet nun diese Nachteile, indem zunächst eine amorphe, hydrogenisierte SiC-Schicht (a-SiC:H) abgeschieden wird und anschließend mittels Teilkristallisation die SiC-Schicht nur teilweise umgewandelt wird, so dass die SiC-Schicht teilweise eine amorphe Struktur und teilweise eine kristalline Struktur aufweist.

Die Bezeichnung amorphes und kristallines Silizium beziehen sich hierbei auf die an sich bekannten Definitionen: Amorphes Silizium besitzt eine Nahordnung jedoch keine Fernordnung. Kristallines Silizium hingegen besitzt eine Fernordnung.

Das erfindungsgemäße Halbleiterbauelement kann somit unter Verwendung eines kostengünstigen Abscheideverfahrens, beispielsweise einer PECVD- Abscheidung zur Herstellung der SiC-Schicht durchgeführt werden.

Darüber hinaus ergeben sich durch die teilweise amorphe oder teilweise kristalline Struktur weitere Vorteile:

Wie bereits zuvor erwähnt, profitiert der a-Si:H/c-Si Heterokontakt von der größeren Bandlücke von a-Si:H und ist somit bei ausreichender Dotierung der a- Si:H-Schicht äußerst selektiv. Nachteilig ist, die starke parasitäre Absorption im a-Si:H (quasi-direkter Halbleiter) und die geringe thermische Stabilität. Letzteres wird deutlich durch polykristalline Silicium (pc-Si)-Kontakte verbessert, da deren Passivierung nicht auf Wasserstoff beruht. Theoretisch sollten diese auch eine geringere parasitäre Absorption aufweisen.

Dies konnte jedoch bisher nie gezeigt werden, da aufgrund der höheren Diffusionslänge von Minoritäten die pc-Si-Schichtdicke (>50 nm) deutlich größer war als vergleichbare a-Si-Schichtdicken (10-20 nm). Des Weiteren ist die Selektivität dieses Kontaktes geringer, da aufgrund der gleich großen Bandlücke wie c-Si keine Heterostruktur gebildet wird. Ersetzt man nun die pc-Si-Schicht durch eine teilweise kristallisierte a-SiC-Schicht erhält man eine Heterostruktur und somit eine deutlich verbesserte Selektivität des Kontakts.

Zudem ist die Diffusionslänge der Minoritätsladungsträger gegenüber pc-Si reduziert, welches die Verwendung von kleinen Schichtdicken wie bei a-Si:H bis zu 10 nm erlaubt. Darüber hinaus hebt sich dieser Kontakt aber von a-Si:H/c-Si- Heteroübergängen ab: 1. Die partielle Kristallisation der amorphen Schicht ermöglicht eine erhöhte Dotiereffizienz, welche der Selektivität und der Leitfähigkeit des Kontaktes entgegen kommt. 2. Die Bandlücke kann zwar geringer als die von a-Si:H sein, jedoch ist die parasitäre Absorption in der Schicht deutlich reduziert, da die kristallinen Si- Anteile in der Schicht einen viel geringeren Absorptionskoeffizienten aufweisen.

3. Die thermische Stabilität dieser Schicht ist vergleichbar mit pc-Si bzw. pc- SiC-Kontakten.

Der Vorteil dieses Ansatzes gegenüber vollständig kristallisierten SiC-Schichten ist vor allem das zur Teilkristallisation notwendige viel geringere thermische Budget. Zur vollständigen Kristallisation werden üblicherweise Temperaturen und Temperzeiten deutlich oberhalb von 1050 °C bzw. 60 min verwendet während eine partielle Kristallisation schon bei 800°C, bevorzugt 900 °C stattfindet, bei einer Zeitdauer der Temperaturbehandlung von im Bereich 2 Minuten bis 15 Minuten, beispielsweise 10 Minuten. Ebenso ist eine Behandlung mittels RTP (rapid thermal processing) möglich, beispielsweise bei 900°C für eine Zeitdauer im Bereich 10 Sekunden bis 60 Sekunden, insbesondere etwa 30 Sekunden. Solch ein hohes thermisches Budget (1050°C) wirkt sich zudem negativ auf die Homogenität des Tunneloxids aus. Letzteres wird während einer Temperung in einer sauerstoffarmen Atmosphäre bei Temperaturen oberhalb von 900 °C zersetzt.

Um in diesem Falle dennoch eine gute Passivierung erzielen zu können, werden üblicherweise thermisch gewachsene Oxide mit d>2 nm verwendet. Zudem kann durch zusätzliche Einbringung einer intrinsischen pc-Si-Schicht eine Reduzierung der Schichtspannungen erzielt werden. Dies kann durch einen weiteren Prozessschritt, beispielsweise LPCVD erfolgen. Zwar stellt LPCVD einen vergleichsweise kostenintensiven Prozessschritt dar, die Dicke der vorgenannten pc-Si-Schicht ist jedoch gering (vorzugsweise kleiner 10 nm, insbesondere im Bereich 2 nm bis 10 nm, bevorzugt 3 nm bis 7 nm, insbesondere etwa 5 nm), so dass nur eine geringfügige Kostensteigerung bedingt wird. Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines selektiven Kontakts eines photoaktiven Halbleiterbauelementes umfasst folgende Verfahrensschritte:

In einem Verfahrensschritt A erfolgt ein Bereitstellen eines Halbleitersubstrats. I n einem Verfahrensschritt B erfolgt ein Anordnen einer passivierenden Zwischenschicht mittelbar oder unmittelbar auf einer Oberfläche des Halbleitersubstrats. I n einem Verfahrensschritt C erfolgt ein Anordnen einer Kohlenstoff enthaltenden , dotierten SiC-Schicht mittelbar und unmittelbar auf der passivierenden Zwischenschicht und in einem Verfahrensschritt D erfolgt ein Anordnen der metallischen Kontaktstruktur mittelbar oder unmittelbar auf der der passivierenden Zwischenschicht abgewandten Seite des SiC-Schicht.

Wesentlich ist, dass die SiC-Schicht teilweise als eine amorphe Struktur und teilweise als eine amorphe Struktur ausgebildet wird. Hierdurch ergeben sich die zuvor genannten Vorteile.

Der Anteil der amorphen SiC-Bindungen liegt vorzugsweise im Bereich 20 % bis 80 % des Gesamtvolumens der SiC-Schicht, vorzugsweise im Bereich 30 % bis 50 %. Insbesondere ist es vorteilhaft, dass der restliche VoiumenanteU kristallines Si und SiC aufweist. Eine Kristallinität von ca. 20 % (d . h. ca. 20% des Gesamtvolumens sind kristallin) reicht hier schon aus, um eine deutliche Verbesserung der Absorption gegenüber a-Si: H zu erzielen .

Diese vorgenannte Ausgestaltung der SiC-Schicht ermöglicht eine Optimierung, um die eingangs genannten Nachteile einer amorphen Siliziumschicht einerseits und einer polykristallinen SiC-Schicht andererseits insgesamt zu verringern.

Vorzugsweise liegt die SiC-Schicht als Si-reiche SiC-Schicht vor, d. h. die SiC- Schicht weist einen Überschuss an Si-Si-Bindungen im Gegensatz zu Si-C- Bindungen auf. Da die Kristallisationstemperatur von Si geringer als die von SiC ist, genügen Temperaturen im Bereich von 900 °C um eine partielle Kristallisation der SiC-Schicht zu erreichen . Somit weist die Schicht Teilbereiche auf, in denen kein Kohlenstoff an Siliziumatome gebunden ist. Vorzugsweise weist die SiC-Schicht zumindest in den Teilbereichen, in denen kein Kohlenstoff an Siliziumatome gebunden ist, sowohl amorphe, als auch kristalline Strukturen auf. Es liegt hierbei im Rahmen der Erfindung , dass in den Teilbereichen , in denen Koh- lenstoff an Silizium gebunden ist, vollständig eine amorphe Struktur vorliegt. Dies ist darin begründet, dass solche Teilbereiche erst bei höheren Temperaturen kristallisieren.

Die SiC-Schicht weist vorzugsweise einen Kohlenstoffanteil kleiner 25 Atomprozent auf. Hierdurch wird zudem eine gute elektrische Kontaktierbarkeit (mit einem geringen elektrischen Kontaktwiderstand) der SiC-Schicht durch die metallische Kontaktierung gewährleistet. Insbesondere liegt der Kohlenstoffanteil der SiC-Schicht bevorzugt im Bereich 5 Atomprozent bis 20 Atomprozent, weiter bevorzugt im Bereich 7 Atomprozent bis 15 Atomprozent.

Das Halbleitersubstrat ist vorzugsweise als Siliziumsubstrat ausgebildet. Hierdurch kann auf an sich bekannte Strukturen von photovoltaischen Solarzellen und LEDs so gegeben werden, ebenso liegt es im Rahmen der Erfindung, das Halbleitersubstrat aus einem anderen Halbleiter auszubilden, beispielsweise als GaAs-Substrat.

Vorzugsweise ist das Halbleitersubstrat als Basis mit einer Basisdotierung ausgebildet und die SiC-Schicht als Emitter mit einem zu der Basisdotierung entgegengesetzten Emitter-Dotierungstyp ausgebildet. Hierdurch ergibt sich der Vorteil, dass in einfacher Weise ein pn-Übergang zur Ladungsträgertrennung ausgebildet wird, der darüber hinaus eine hohe elektrische Güte aufweist. Dotierungstypen sind der n-Typ und der hierzu entgegengesetzte p-Typ.

In einer alternativen vorzugsweisen Ausführungsform ist das Halbleitersubstrat als Basis mit einer Basisdotierung und die SiC-Schicht als so genannte BSF (Back Surface Field)-Schicht ausgebildet, indem die SiC-Schicht eine Dotierung des Basisdotierungstyps aufweist. Bei dieser vorzugsweisen Ausführungsform dient die SiC-Schicht somit einerseits zur Ausbildung des selektiven Kontakts und andererseits zur Passivierung der Oberfläche des Halbleitersubstrats, so dass eine geringe Oberflächenrekombinationsgeschwindigkeit und somit eine hohe elektrische Güte des Halbleiterbauelementes erzielt wird.

Vorzugsweise weist das Halbleitersubstrat an der der passivierenden Zwischenschicht zugewandten Seite eine Dotierung mit dem gleichen Dotierstoff der SiC- Schicht auf. Hierdurch kann die effektive Oberflächenrekombinationsgeschwin- digkeit für Minoritätsladungsträger des Halbleitersubstrats weiter verringert werden. Darüber hinaus kann eine solche Dotierung in einfacher Weise durch Diffusion des Dotierstoffs aus der SiC-Schicht in das Halbleitersubstrat erzielt werden.

In einer weiteren vorzugsweisen ist an der der SiC-Schicht abgewandten Seite des Halbleitersubstrats unmittelbar eine zweite SiC-Schicht angeordnet. Zwischen Halbleitersubtrat und zweiter SiC-Schicht ist weiterhin mittelbar oder bevorzugt unmittelbar eine zweite passivierende Zwischenschicht angeordnet. Die zweite SiC-Schicht weist bevorzugt eine unterschiedliche Aufteilung zwischen amorphen und kristallinen Anteilen gegenüber der ersten SiC-Schicht auf. Insbesondere ist es vorteilhaft, die zweite SiC-Schicht mit einem höheren amorphen Volumenanteil gegenüber der ersten SiC-Schicht auszubilden, insbesondere, die zweite SiC-Schicht im Wesentlichen als amorphe SiC-Schicht (a-SiC- Schicht) auszubilden. Hier kann die erste SiC-Schicht insbesondere hinsichtlich einer geringen optischen Absorption optimiert werden, um Photonen in das Halbleiterbauelement eindringen zu lassen (photovoltaische Solarzelle) oder aus dem Halbleiterbauelement austreten zu lassen (LED). Die zweite Si-C Schicht kann hingegen hinsichtlich der selektiven Eigenschaften optimiert werden (größere Bandlücke) und kann daher einen höheren amorphen Volumenanteil aufweisen.

Die zweite SiC-Schicht kann analog zu der ersten SiC-Schicht ausgebildet sein, insbesondere hinsichtlich der Dicke, Dotierung und Abscheideart.

Die SiC-Schicht weist vorzugsweise eine Dicke < 30 nm, vorzugsweise < 20 nm, insbesondere < 15 nm auf. Insbesondere ist es vorteilhaft, die SiC-Schicht mit einer Dicke im Bereich von 5 nm bis 15 nm auszubilden. Hierdurch wird eine Optimierung zwischen geringen Absorptionsverlusten und vorteilhaften elektrischen Eigenschaften insbesondere hinsichtlich der Oberflächenpassivierung erzielt.

In einer weiteren vorzugsweisen Ausführungsform ist die Oxidschicht lokal aufgebrochen. Dies wird erzielt, indem Temperaturen > 900 °C verwendet werden. Hierbei wird vorteilhafterweise eine weitere pc-Si-Schicht zwischen Oxid und SiC-Schicht angeordnet. Hierdurch ergibt sich der Vorteil, dass eine dickere passivierende Zwischenschicht verwendet werden kann und dennoch die gewünschten elektrischen Eigenschaften durch die aufgebrochenen Bereiche sichergestellt werden. In dieser vorzugsweisen Ausführungsform liegt die Dicke der passivierenden Zwischenschicht bevorzugt im Bereich 1 nm bis 4 nm, insbesondere im Bereich 2 nm bis 3 nm.

Wie bereits erwähnt, kann das photoaktive Halbleiterbauelement als photonenabsorbierendes oder photonenenemittierendes Bauelement ausgebildet sein. Besonders vorteilhaft ist die Ausbildung des erfindungsgemäßen Halbleiterbauelementes als photovoltaische Solarzelle. Untersuchungen der Anmelderin haben gezeigt, dass hier kostengünstig eine photovoltaische Solarzelle mit hohen Wirkungsgraden ausgebildet werden kann. Insbesondere ist es vorteilhaft, mehrere als photovoltaischen Solarzellen ausgebildete Halbleiterbauelemente in einem Solarzellenmodul in an sich bekannter Weise miteinander zu verschalten und somit ein Solarzellenmodul auszubilden.

Wie bereits ausgeführt, wird bei dem erfindungsgemäßen Verfahren vorzugsweise die SiC-Schicht als amorphe Schicht aufgebracht und anschließend lediglich teilweise kristallisiert. Hierdurch ergibt sich der Vorteil, dass auf kostengünstige Herstellungsverfahren, insbesondere vorzugsweise PECVD, zurückgegriffen werden kann und dennoch die Nachteile amorpher Siliziumschichten im Wesentlichen vermieden werden.

In einfacher und kostengünstiger weise wird die SiC-Schicht mittels Wärmeeinwirkung teilweise kristallisiert, d. h. teilweise die amorphe Struktur der SiC- Schicht in eine kristalline Struktur umgewandelt. Dies erfolgt bevorzugt, indem die SiC-Schicht auf eine Temperatur über 800 °C, bevorzugt über 850 °C, weiter bevorzugt über 900 °C erhitzt wird. Hierbei werden wie oben ausgeführt bevorzugt Temperaturen oberhalb von 950 °C vermieden.

In einer weiteren vorzugsweisen Ausführungsform wird zwischen passivierender Zwischenschicht und SiC-Schicht mittelbar oder unmittelbar eine polykristalline Silizium-Schicht angeordnet. Hierdurch ergibt sich der Vorteil, dass die Oxidschicht geschützt wird. Zwar wird zum Anordnen dieser polykristallinen Silizium-Schicht ein Herstellungsverfahren verwendet werden müssen, welches kostenintensiv gegenüber Herstellungsverfahren zum Aufbringen einer amorphen Siliziumschicht ist, je- doch kann die vorgenannte polykristalline Silizium-Schicht erheblich dünner gegenüber der SiC-Schicht ausgebildet werden, so dass nur ein geringer Kostenanstieg erfolgt. Die Dicke der dieser polykristallinen Silizium-Schicht liegt vorzugsweise im Bereich 5 nm. Vorzugsweise wird die polykristalline Silizium-Schicht mittels eines an sich bekannten Verfahrens, insbesondere mittels des LPCVD abgeschieden. Ebenso kann die polykristalline Silizium-Schicht mittels APCVD (atmospheric pressure chemical vapour deposition) abgeschieden werden. Die polykristalline Siliziumschicht ist vorzugsweise ebenfalls als SiC-Schicht ausgebildet.

Die passivierende Zwischenschicht ist bevorzugt als Oxidschicht, insbesondere als Siliciumoxidschicht (SiO _x -Schicht) ausgebildet. Ebenso kann die passivie- rende Zwischenschicht als ein Schichtsystem umfassend mehrere Teilschichten, insbesondere zumindest eine Oxidschicht und eine polykristalline Siliziumschicht ausgebildet sein.

Die passivierende Zwischenschicht ist bevorzugt als thermisch stabile passivie- rende Zwischenschicht, insbesondere bei Temperaturen über 800 °C, bevorzugt über 900 °C ausgebildet. Hierdurch ergibt sich der Vorteil, dass an sich bekannte Hochtemperaturschritte auch nach Aufbringen der passivierenden Zwischenschicht verwendet werden können. Insbesondere ist es vorteilhaft, dass die passivierende Zwischenschicht eine oder mehrere Schichten von Al ₂ 0 ₃ -Schicht, HfAISiOx-Schicht umfasst. Ebenso kann die passivierende Zwischenschicht als mehrlagige Schicht ausgebildet sein.

Weiter vorzugsweisen Merkmale und Ausführungsformen werden nachfolgendend anhand von Ausführungsbeispielen und Figuren beschrieben. Dabei zeigt: Figur 1 a bis c ein erstes Ausführungsbeispiel eines erfindungsgemäßen Verfahrens;

Figur 2 a bis c ein zweites Ausführungsbeispiel eines erfindungsgemäßen

Verfahrens und

Figur 3 a bis d ein drittes Ausführungsbeispiel eines erfindungsgemäßen Verfahrens,

Sämtliche Figuren zeigen schematische, nicht maßstabsgetreue Schnittdarstellungen eines Halbleiterbauelements bzw. einer Vorstufe hiervon während der Herstellung. Gleiche Bezugszeichen bezeichnen gleiche oder gleichwirkende Elemente.

Erstes Ausführungsbeispiel:

In dem in den Figuren 1 a bis c dargestellten ersten Ausführungsbeispiel eines erfindungsgemäßen Verfahrens wird gemäß Figur 1 a auf ein als Siliziumsubstrat ausgebildetes Halbleitersubstrat 1 eine als Tunnelschicht ausgebildete passivierende Zwischenschicht 2 aufgebracht. Das Halbleitersubstrat 1 ist als monokristalliner Siliziumwafer ausgebildet. Die Tunnelschicht weist eine Dicke im Bereich 5 Angström bis 50 Angström, vorliegend 10 Angström auf. Sie ist als Siliziumdioxidschicht ausgebildet. Ebenso kann die Tunnelschicht als ein andersartiges Oxid ausgebildet sein. Das Siliziumsubstrat ist als monokristalliner Siliziumwafer ausgebildet und weist vorliegend eine Bor-Basisdotierung (p-Typ) im Bereich 10 ¹⁴ cm ^"3 bis 10 ¹⁷ cm ^"3 auf, vorliegend 1 ,5x10 ¹⁶ cm ^"3 .

Die Tunnelschicht wird mittels nasschemischen Aufwachsen aufgebracht. Ebenso kann die Tunnelschicht mittels RTO (Rapid Thermal Oxidation), ALD (Atomic Layer Deposition), PECVD (Plasma Enhanced Chemical Vapor Deposition), LPCVD (Low Pressure Chemical Vapor Deposition) oder APCVD (Atmospheric Pressure Chemical Vapor Deposition) abgeschieden werden.

Figur 1 zeigt somit den Zustand nach Durchführen von Ausführungsbeispielen der vorgenannten Verfahrensschritte A und B, in welchem die Tunnelschicht unmittelbar auf die (in den Figuren 1 bis 3 jeweils unten liegend dargestellte) Rückseite des Halbleitersubstrates 1 aufgebracht wurde. In einem weiteren Verfahrensschritt gemäß Figur 1 b wird eine dotierte amorphe SiC-Schicht 3 (hier Bor-dotiert) aufgebracht. Der Kohlenstoffanteil liegt im Bereich von ca. 5 % bis 25 %, vorliegend etwa 20 %

Die Dicke der Schicht 3 liegt zwischen 5 nm und 30 nm, vorliegend bei etwa 15 nm. Die Schicht 3 wird mittels PECVD aufgebracht. Ebenso liegt das Aufbringen der Schichten 3 und 4 mittels LPCVD oder APCVD oder Sputtern im Rahmen der Erfindung.

Die Dotierung der Bor-dotierten Schicht liegt hier im Bereich 1 0 ¹⁸ cm ^"3 bis 10 ²¹ cm ^"3 .

Figur 1 b zeigt somit den Zustand nach Durchführen eines Ausführungsbeispiels des vorgenannten Verfahrensschrittes C, im welchen die dotierte SiC-Schicht 3 unmittelbar auf die Tunnelschicht 2 aufgebracht wurde.

Anschließend erfolgt (nicht dargestellt) in einem weiteren Verfahrensschritt ein Erhitzen der Solarzelle. Hierdurch wird eine Aktivierung der Dotierung und teilweise Auskristallisation der amorphen SiC-Schicht 3 erz e\t. Das Erhitzen ste t somit einen an sich bekannten Hochtemperaturschritt, bevorzugt mit Temperaturen im Bereich 600°C-950°C, vorliegend 800°C-900 °C dar. Der Hochtemperaturschritt wird mittels Ofentemperung durchgeführt. Ebenso kann der Hochtemperaturschritt mittels RTP (Rapid Thermal Processing) oder mittels eines Lasers durchgeführt werden.

Der Kristallisationsgrad der Schichten kann hier durch das gewählte Temperaturbudget und den Kohlenstoffgehalt in der SiC-Schicht 3 kontrolliert werden. Der amorphe Anteil am Gesamtvolumen der Schicht sollte nach Erhitzen bevorzugt mindestens 20 %, bevorzugt > 30 %, vorliegend etwa 40 % betragen, um eine verbesserte Selektivität aufgrund der erhöhten Bandlücke von a-Si im Vergleich zu c-Si zu gewährleisten.

Zusätzlich kann in einer vorzugsweisen Weiterbildung des Ausführungsbeispiels der Dotierstoff von Schicht 3 während dieses Hochtemperaturschritts ins Substrat in einem Bereich 4 diffundieren, sodass es zu einer Verschiebung des p-n- Übergangs bzw. der High-Iow-Junction (welche ein BSF ermöglicht) in den Ab- sorber kommen kann (siehe Figur 1 c). In dem hier dargestellten Ausführungsbeispiel handelt es sich um die Verschiebung der High-Iow-Junction.

Anschließend werden (nicht dargestellt) metallische Kontaktstrukturen auf die SiC-Schicht 3 aufgebracht, welche elektrisch leitend mit der SiC-Schicht 3 verbunden sind.

Figur 1 c stellt somit ein Ausführungsbeispiel eines erfindungsgemäßen Halbleiterbauelementes dar, wobei die vorgenannten metallischen Kontaktierungen nicht dargestellt sind. Zur Fertigstellung des Halbleiterbauelementes als photo- voltaische Solarzelle oder LED können weitere Elemente hinzugefügt werden, insbesondere eine Emmitterdiffusion (vorliegend n-Typ, beispielsweise mittels Phosphor als Dotierstoff) an der Vorderseite des Halbleitersubstrats.

Zur Vermeidung von Wiederholungen werden bei den nachfolgenden Ausführungsbeispielen im Wesentlichen die Unterschiede beschrieben.

Zweites Ausführungsbeispiel:

In dem in den Figuren 2 a bis c dargestellten zweiten Ausführungsbeispiel eines erfindungsgemäßen Verfahrens wird gemäß Figur 2a auf ein als Siliziumsubstrat ausgebildetes Halbleitersubstrat 1 beidseitig eine als Tunnelschicht ausgebildete passivierende Zwischenschicht 2, 2' aufgebracht. Das Halbleitersubstrat 1 ist als monokristalliner Siliziumwafer ausgebildet. Die Tunnelschicht weist eine Dicke im Bereich 5 Angström bis 50 Angström, vorliegend 10 Angström auf. Sie ist als Siliziumdioxidschicht ausgebildet. Ebenso kann die Tunnelschicht als ein andersartiges Oxid ausgebildet sein.

Die Tunnelschicht wird mittels mittels nasschemischen Aufwachsen aufgebracht. Ebenso kann die Tunnelschicht mittels RTO (Rapid Thermal Oxidation), ALD (Atomic Layer Deposition), PECVD (Plasma Enhanced Chemical Vapor Depositen), LPCVD (Low Pressure Chemical Vapor Deposition) oder APCVD (Atmo- spheric Pressure Chemical Vapor Deposition) abgeschieden werden. In einem weiteren Verfahrensschritt gemäß Figur 2b wird eine Bor-dotierte amorphe erste SiC-Schicht 3 und eine Phosphor-dotierte amorphe zweite SiC- Schicht 3' (an der obenliegend dargestellten Vorderseite) aufgebracht. Der Kohlenstoffanteil beider Schichten liegt im Bereich von ca. 5 % bis 25 %, vorliegend ca. 15%. Die Dicke der Schichten 3 und 3' liegt zwischen 5 nm und 30 nm, vorliegend bei etwa 15 nm. Die Schichten werden mittels PECVD aufgebracht. Ebenso liegt das Aufbringen der Schichten 3 und 3' mittels LPCVD oder APCVD oder Sputtern im Rahmen der Erfindung.

Die Dotierung der n-dotierten Schicht 3' liegt hier im Bereich 10 ¹⁸ cm ^"3 bis 10 ²¹ cm ^"3 . Dasselbe trifft auch auf die p-dotierte Schicht 3 zu.

Figur 1 b zeigt somit den Zustand, im welchen die beiden dotierten SiC- Schichten 3 und 3' unmittelbar auf die jeweilige Tunnelschicht 2 aufgebracht wurden.

Anschließend erfolgt (nicht dargestellt) in einem weiteren Verfahrensschritt ein Erhitzen der Solarzelle. Hierdurch wird eine Aktivierung der Dotierung und teilweise Auskristallisation der amorphen SiC-Schichten 3 und 3' erzielt. Das Erhitzen stellt somit einen an sich bekannten Hochtemperaturschritt, bevorzugt mit Temperaturen im Bereich 600-950°C, bevorzugt 800-900 °C dar. Der Hochtem- peraturschritt wird mittels Ofentemperung durchgeführt. Ebenso kann der Hoch- temperaturschritt mittels RTP (Rapid Thermal Processing) oder mittels eines Lasers durchgeführt werden. Der Kristallisationsgrad der Schichten kann hier durch das gewählte Temperaturbudget und den Kohlenstoffgehalt in den jeweiligen Schichten 3 und 4 kontrolliert werden. Vorzugsweise weist die Schicht auf der lichtzugewandten Seite einen höheren kristallinen Siliciumanteil aus als die Schicht auf der lichtabgewandten Seite. Dies ist in dem geringeren Absorptionskoeffizienten von c-Si im Vergleich zu a-Si begründet.

Der jeweilige amorphe Anteil am Gesamtvolumen beider Schichten sollte bevorzugt mindestens 20 %, bevorzugt > 30 %, vorliegend etwa 50 % sein, um eine verbesserte Selektivität aufgrund der erhöhten Bandlücke von a-Si im Vergleich zu c-Si zu gewährleisten. Zusätzlich kann der Dotierstoff während dieses Hochtemperaturschritts innerhalb der Schichten 3 und 3' und in das Halbleitersubstrat (Absorber) diffundieren, sodass es zu einer Verschiebung des p-n-Übergangs in den Absorber kommen kann, analog wie bei Figur 1 c beschrieben.

In einem weiteren Verfahrensschritt gemäß Figur 2c wird eine TCO-Schicht 5 aufgebracht. Diese TCO-Schicht dient zur Herstellung der Querleitfähigkeit sowie zur besseren Einkopplung des einfallenden Lichts. Diese Schicht 5 kann als ITO, AZO, IO:H ausgebildet sein und ist ca. 70 nm dick.

Anschließend wird vorderseitig eine etallschicht 6 in Form eines Kontaktie- rungsgitters (metallische Kontaktierungsstruktur), bspw. per Siebdruck, aufgebracht. Rückseitig wird eine Metallschicht 7, vorzugsweise Ag, ganzflächig aufgebracht.

Figur 2c stellt somit ein zweites Ausführungsbeispiel eines erfindungsgemäßen Halbleiterbauelementes dar

Drittes Ausführungsbeispiel:

In dem in den Figuren 3 a bis d dargestellten Ausführungsbeispiel eines erfindungsgemäßen Verfahrens wird gemäß Figur 3a auf ein als Siliziumsubstrat ausgebildetes Halbleitersubstrat 1 beidseitig eine Tunnelschicht 2 aufgebracht. Das Halbleitersubstrat 1 ist als monokristalliner Siliziumwafer ausgebildet. Die Tunnelschicht 2 weist jeweils eine Dicke im Bereich 5 Angström bis 50 Angström, vorliegend 10 Angström auf. Sie ist als Siliziumdioxidschicht ausgebildet. Ebenso kann die Tunnelschicht als ein andersartiges Oxid ausgebildet sein.

Die Tunnelschicht wird mittels mittels nasschemischen Aufwachsen aufgebracht. Ebenso kann die Tunnelschicht mittels RTO (Rapid Thermal Oxidation), ALD (Atomic Layer Deposition), PECVD (Plasma Enhanced Chemical Vapor Depositen), LPCVD (Low Pressure Chemical Vapor Deposition) oder APCVD (Atmo- spheric Pressure Chemical Vapor Deposition) abgeschieden werden. In einem weiteren Verfahrensschritt gemäß Figur 3b wird beidseitig eine undotierte polykristalline Si-Schicht (9 und 9') aufgebracht. Die Dicke dieser Schicht liegt jeweils zwischen 5 nm und 20 nm, vorliegend bei etwa 5 nm. Die Schichten 9,9' werden bevorzugt mittels LPCVD aufgebracht. Eine Abscheidung mittels APCVD liegt ebenfalls im Rahmen der Erfindung.

In einem weiteren Verfahrensschritt gemäß Figur 3c wird eine Bor-dotierte amorphe SiC-Schicht 3 und eine Phosphor-dotierte amorphe SiC-Schicht 3' aufgebracht. Der Kohlenstoffanteil liegt jeweils im Bereich von ca. 5 % bis 25 %, vorliegend bei ca. 15 %.

Die Dicke der Schichten 3 und 3' liegt zwischen 5 nm und 30 nm, vorliegend bei etwa 15 nm. Die Aufbringung erfolgt mittels PECVD aufgebracht. Ebenso liegt das Aufbringen der Schichten 3 und 3' mittels LPCVD oder APCVD oder Sput- tern im Rahmen der Erfindung. Die Dotierung der n-dotierten Schicht liegt hier im Bereich 10 ⁸ cm ^"3 bis 10 ²¹ cm ^"3 . Dasselbe trifft auch auf die p-dotierte Schicht zu.

Anschließend erfolgt (nicht dargestellt) in einem weiteren Verfahrensschritt ein Erhitzen der Solarzelle. Hierdurch wird eine Aktivierung der Dotierung und teilweise Auskristallisation der amorphen SiC-Schichten 3 und 3' erzielt. Das Erhitzen stellt somit einen an sich bekannten Hochtemperaturschritt, bevorzugt mit Temperaturen im Bereich 600-950°C, vorliegend 800-900 °C dar. Der Hochtemperaturschritt wird mittels Ofentemperung durchgeführt. Ebenso kann der Hochtemperaturschritt mittels RTP (Rapid Thermal Processing) oder mittels eines Lasers durchgeführt werden. Der Kristallisationsgrad der Schichten kann hier durch das gewählte Temperaturbudget und den Kohlenstoffgehalt in den jeweiligen Schichten 3 und 3' kontrolliert werden. Vorzugsweise weist die Schicht auf der lichtzugewandten Seite einen höheren kristallinen Siliciumanteil aus als die Schicht auf der lichtabgewandten Seite. Dies ist in dem geringeren Absorptionskoeffizienten von c-Si im Vergleich zu a-Si begründet. Der jeweilige amorphe Anteil am Gesamtvolumen beider Schichten sollte bevorzugt mindestens 20 %, bevorzugt > 30 % sein und beträgt vorliegend ca. 50%, um eine verbesserte Selektivität aufgrund der erhöhten Bandlücke von a-Si im Vergleich zu c-Si zu gewährleisten. Zusätzlich kann der Dotierstoff der Schichten 3 und 3' während dieses Hochtemperaturschritts in die polykristalline Si-Schicht 9 und 9' diffundieren. Der Vorteil von der Einbringung einer poly-Si-Zwischenschicht liegt in den unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von Si und SiC begründet. So wird durch die Poly-Si-Schicht ein übermäßiger Aufbau von Schichtspannungen vermieden, welche sich negativ auf die Grenzflächenpassivierung auswirken können.

In einem weiteren Verfahrensschritt gemäß Figur 3d wird eine TCO-Schicht 6 aufgebracht. Diese TCO-Schicht dient zur Herstellung der Querleitfähigkeit sowie zur besseren Einkopplung des einfallenden Lichts. Diese Schicht 6 kann als ITO, AZO, IO:H ausgebildet sein und ist ca. 70 nm dick.

Anschließend wird vorderseitig eine metallische Kontaktierung 6 in Form eines Kontaktierungsgitters, bspw. per Siebdruck, aufgebracht. Rückseitig wird eine Metallschicht 7, vorzugsweise Ag, ganzflächig aufgebracht.

Figur 3d stellt somit ein drittes Ausführungsbeispiel eines erfindungsgemäßen Halbleiterbauelementes dar.