Eine Solarzelle stellt im Prinzip eine großflächige Diode dar.

Im n-Gebiet sind sehr viele Elektronen und im p-Gebiet sehr viele Löcher vorhanden. Diese Konzentrationsunterschiede führen dazu, dass aus dem n-Gebiet Elektronen und aus dem p- Gebiet Löcher abfließen. Durch das Abfließen negativer Ladungen entsteht im n-Gebiet eine positive Raumladung, und durch das Abfließen von Löchern entsteht im p-Gebiet eine negative Ladung. Es entsteht somit eine sogenannte Raumladungszone und in ihr ein elektrisches Feld über die Grenzfläche vom n-zum p-Gebiet hinweg. Dieses immer vorhandene elektrische Feld ermöglicht die Ladungstrennung bei der Solarzelle.

Bei der vorliegenden Erfindung werden zur technischen Realisierung eines photovoltaischen Bauelements Solarzellen aus kristallinem Silizium zugrundegelegt. Dieses Material ist gut geeignet, weil seine Bandlücke von etwa 1,1 eV nahe dem Optimum für die Wandlung der Solarstrahlung liegt und seine Technologie aus der Mikroelektronik bestens erforscht ist. Das Siliziumkristall weist dabei als Grunddotierung in der Regel eine p-Dotierung auf, während der n-Emitter nachdotiert wird.

Eine Grunddotierung des Siliziumkristalls für Solarzellen findet bisher ausschließlich durch Bor statt. Der Vorteil

von Bor als p-dotierende Substanz besteht darin, dass Bor einen verhältnismäßig hohen Verteilungskoeffizienten aufweist. Der Verteilungskoeffizient ist dabei definiert durch das Verhältnis aus der Konzentration der dotierenden Substanz im Kristall und in der Schmelze. Für einen Verteilungskoeffizient kleiner 1 verarmt der wachsende Kristall an Dotierungen, da diese an das Stabende zu der Schmelze transportiert werden. Soweit also ein Verteilungskoeffizient näherungsweise 1 vorliegt, kann sichergestellt werden, dass der Kristall keine großen Dotierungsunterschiede zwischen Stabanfang und Stabende aufweist. Bei Bor liegt der Verteilungskoeffizient bei 0,8, während bei anderen möglichen Dotierungselementen der Verteilungsfaktor deutlich kleiner als 1 sein kann. Bei Dotierungselementen der Gruppe III liegt der Verteilungskoeffizient beispielsweise in der Größenordnung von 0,001 liegt.

Ein Problem bei derartig gefertigten Silizium-Solarzellen besteht allerdings darin, dass Siliziumsolarzellen unter Beleuchtung mit einem AM 1,5 Spektrum in ihrem Wirkungsgrad bis zu 10% relativ degradieren. Dieser Vorgang wird licht- induzierte Degradation (im folgenden : LID) genannt. Der Begriff einer Luftmasse AM1 ist dabei dadurch definiert, indem man die diffus zum Weltraum auslaufende Atmosphärendichte entsprechend der Barometergleichung mit der Skalenhöhe misst, bei deren Wert sie auf den e-ten Teil abgesunken ist. Dem Standardwert AM1, 5 entspricht eine globale Strahlungsleistung von 1000 Wm-2.

Der physikalische Grund der LID ist eine Reduktion der Diffusionslänge der Minoritätsladungsträger durch licht- induziert gebildete Kristalldefekte im Wafer, deren chemische Natur allerdings noch nicht vollständig geklärt ist.

Ein wesentliches Problem der LID besteht darin, dass eine Veränderung des technologischen Parameters der Diffusionslänge einen entscheidenden Einfluss auf den Betrieb der Siliziumsolarzelle hat. Silizium ist ein indirekter Halbleiter und benötigt für die Lichtabsorption einen längeren Lichtweg und daher auch mehr Halbleitermaterial. Die Absorption bei Silizium erfolgt daher durch Schrägübergänge, bei denen außer dem Proton auch Gitterschwingungen beteiligt sein müssen, damit eine elektrische Ladungstrennung stattfinden kann. Voraussetzung für die Trennung ist dabei, dass die Diffusionslänge des Elektrons groß genug ist, damit es bis zur Raumladungszone gelangt. Bei zu kleiner Diffusionslänge hätte eine Rekombination mit einem Loch vor dem Erreichen der Raumladungszone stattgefunden, so dass die Energie verloren gewesen wäre.

Fig. 1 zeigt den gemessenen Zusammenhang zwischen Photostrom und Diffusionslänge bei einer Silizium- Solarzelle der Dicke 300 pm. Mit wachsender Diffusionslänge können mehr Ladungsträger aus dem Materialvolumen eingesammelt werden, was zu einer Erhöhung des Photostroms führt.

Fig. 2 zeigt den gemessenen Zusammenhang zwischen Leerlaufspannung und Diffusionslänge bei einer Silizium- Solarzelle. Neben dem gem. Fig. 1 gezeigten Effekt führen große Diffusionslängen zu einer Verringerung des Dunkelstroms und ermöglichen so eine Erhöhung der Leerlaufspannung und damit des Wirkungsgrades. Dieses Anwachsen gilt insbesondere für größere Wellenlängen, da diese mehr Ladungsträger tief im Volumen generieren. Die Gradienten sind für kleine Wellenlängen am steilsten, bis die Eindringtiefe des Lichtes, die umgekehrt proportional zum Absorptionskoeffizienten ist, die Diffusionslänge überschreitet, was zur Folge hat, dass nicht mehr alle

Elektronen eingesammelt werden können, sondern merkliche Rekombinationsverluste auftreten.

Bisher konnte das Problem der licht-induzierten Degradation nicht zufriedenstellend gelöst werden.

Die licht-induzierte Degradation ist zwar metastabil und kann daher grundsätzlich durch einen Temperschritt bei etwa 230°C für 30 Minuten wieder vollständig ausgeheilt werden.

Allerdings ist dieses Verfahren höchstens für Solarzellen durchführbar. Solarmodule werden dagegen durch eine Temperatur von 230°C zerstört.

Aus Jan Schmidt, Armin G. Aberle und Rudolf Hezel, Institut für Solarenergieforschung Hameln-Emmerthal (ISFH), D-31860 Emmerthal,"Investigation of Carrier Lifetime Instabilities in CZ-Grown Silicon", 26th PVSC, Sept. 30-Oct. 3,1997 ; Anaheim, CA sind weitere Maßnahmen bekannt, um den Degradierungseffekt zu verringern oder ganz zu verhindern.

Als eine erste Möglichkeit wird eine geringere Bordotierung vorgeschlagen, was zu einer Erhöhung des spezifischen Widerstands von 1 Qcm auf 10 Qcm führt. Fig. 3 zeigt den diesen Zusammenhang zwischen dem spezifischen Widerstand und der Diffusionslänge bei einem bordotierten Tri- Silizium-Wafer. Sowohl nach einem Temperschritt, als auch nach licht-induzierter Degradation zeigt sich bei Erhöhung des spezifischen Widerstands auch eine deutliche Erhöhung der Diffusionslänge.

Ein Nachteil bei der Erhöhung des spezifischen Widerstands durch geringere Bordotierung besteht allerdings darin, dass hochreines und damit teures Siliziummaterial erforderlich ist. Zudem benötigt die Solarzelle zwingend ein sogenanntes Rückseitenfeld (Back Surface Field bzw. BSF), um den Rückkontakt hinreichend niederohmig realisieren zu können.

Fig. 4 zeigt ein Bändermodell für eine Silizium-Solarzelle mit Rückseitenfeld. Ein Rückseitenfeld wird durch Bor-

Implantation eines p'-Bereiches im p-Grundmaterial erzeugt.

Der hierdurch geschaffene pp'-Übergang erzeugt eine zusätzliche Raumladung, an der die Überschusselektronen elektrisch ins Volumen zurückgetrieben ("reflektiert") werden, was zu einer scheinbaren Erhöhung der Diffusionslänge führt. Durch die größere Dotierungskonzentration wird das Fermi-Niveau näher an die Bandkante geführt, wodurch zusätzlich die Leerlaufspannung anwachsen kann. Außerdem wird durch die p+-Dotierung unter der Metallisierung leichter ein ohmsches Kontaktverhalten erzielt.

Als weitere Möglichkeit wird in dem Artikel Jan Schmidt, Armin G. Aberle und Rudolf Hezel, Institut für Solarenergieforschung Hameln-Emmerthal (ISFH), D-31860 Emmerthal,"Investigation of Carrier Lifetime Instabilities in CZ-Grown Silicon", 26th PVSC, Sept. 30-Oct. 3,1997 ; Anaheim, CA die Verwendung von anderen Dotierstoffen als Bor vorgeschlagen, und zwar insbesondere die Verwendung von Gallium oder Phosphor. Bei der Verwendung einer Phosphordotierung müsste allerdings von der sonst üblichen p-Dotierung auf eine n-Dotierung gewechselt werden, was eine Änderung der ansonsten bisher gut beherrschten Siliziumtechnologie für Solarzellen bedeuten würde. Eine n- Dotierung hat gegenüber einer p-Dotierung darüber hinaus den grundsätzlichen Nachteil, dass die Löcher als Minoritätsträger eine geringere Beweglichkeit als die Elektronen aufweisen.

Bei der Verwendung von Gallium entsteht weiterhin das grundsätzliche Problem, einen derartigen Kristall kostengünstig herzustellen. An herkömmlichen Verfahren zur Züchtung von Siliziumkristallen ist das Czochralski- Verfahren (im folgenden : CZ-Verfahren) und das Floatzone- Verfahren (im folgenden : FZ-Verfahren) bekannt. Beim CZ- Verfahren werden Siliziumstücke in einem Quarztiegel, der sich für die Heizung in einem Graphithalter befindet,

eingeschmolzen. Ein Impfkristall der gewünschten Kristallorientierung wird ein kleines Stück in die Schmelze getaucht und dann kontrolliert herausgezogen. Durch einen Temperaturgradienten erstarrt die Schmelze am Keim in der vorgegebenen Orientierung. Um rotationssymmetrische Kristalle zu erhalten, können der Keim mit dem wachsenden Kristall und eventuell der Tiegel gegenläufig gedreht werden.

Beim tiegelfreien FZ-Verfahren wird ein vertikal angeordneter polykristalliner Siliziumstab mit einem Keim in Kontakt gebracht. Um die Kontaktstelle wird eine induktive Heizspule gelegt, die das Keim-und das Stabende aufschmilzt. Dann wird die Spule berührungslos über den Stab gezogen. Bei der Wiedererstarrung der aufgeschmolzenen Zone bildet sich ein Einkristall.

Bei beiden Verfahren entsteht nunmehr das Problem der sehr kleinen Verteilungskoeffizienten von Gallium oder weiteren Elementen der Gruppe III, wie Aluminium oder Indium. Beim Zonenziehen führt dieser kleine Verteilungskoeffizient (ca.

0,001) dazu, dass der wachsende Kristall wieder an den Dotierungen verarmt, während das Kristallende sich mit dem Dotierstoff anreichert.

Bei dem CZ-Verfahren führen die kleinen Verteilungskoeffizienten zu einer sehr starken Anreicherung des Dotierstoffs in der Schmelze. Hierdurch entstehen ebenfalls sehr große Dotierungsunterschiede. Fig. 5 zeigt den Zusammenhang zwischen Dotierungsunterschied und Nutzungsverhältnis bei einem gezogenen Silizium-Cz-Kristall für Bor und Gallium als Dotierstoffe. Das Nutzungsverhältnis ist hierbei definiert als das Verhältnis der Masse des gezogenen Rohlings zur Ausgangsmasse der Schmelze. Aufgrund des Verteilungskoeffizienten von Bor nahe 1 kann die Schmelze zur Herstellung eines Silizium-Cz- Kristalls nahezu vollständig leer gezogen werden, ohne dass

sich ein Dotierungsunterschied über 2 zwischen Kristallanfang und Kristallende einstellt. Der niedrige Verteilungskoeffizient von Gallium von ca. 0,001 führt allerdings dazu, dass bereits ab einem Nutzungsverhältnis von 50% der Dotierungsunterschied zwischen Kristallanfang und Kristallende über den Faktor 2 ansteigt. Bei Nutzungsverhältnissen von über 50% führen die starken Dotierungsunterschiede wiederum zu großen Änderungen im spezifischen Widerstand innerhalb des Siliziumkristalls, so dass nur geringe Teile des Siliziumkristalls überhaupt für die Weiterbearbeitung für Solarzellen verwendbar sind. Um allerdings ökonomisch mit dem wertvollen Rohstoff Silizium umgehen zu können, ist es für photovoltaische Anwendungen nötig, den Rohstoff wenigstens bis zu 80% zu nutzen.

Aufgabe der Erfindung ist es daher, einen Siliziumkristall mit einer geeigneten Grunddotierung kostengünstig herzustellen, der eine lichtstabile Diffusionslänge aufweist, so daß auf dieser Basis Solarzellen frei von einer licht-induzierten Degradation bereitgestellt werden können.

Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren nach dem Anspruch 1, eine Verwendung nach dem Anspruch 10 und einen Silizium- Trikristall nach dem Anspruch 11 gelöst.

Die erfindungsgemäße Lösung besteht darin, dass der Kristall nach dem Czochralski-Verfahren aus einem Quarztiegel gezogen wird, wobei die Schmelze zur gezielten Grunddotierung mindestens einen Dotierstoff aus den chemischen Hauptgruppen III und/oder V aufweist, und wobei die Schmelze mit Siliziummaterial und/oder Dotierstoffen derart nachchargiert wird, dass sich die Dotierungsunterschiede im Kristall in vorgegebenen Grenzen halten.

Ein Nachchargieren wurde bislang von dem Fachmann offensichtlich nicht in Erwägung gezogen, da dieses Nachchargieren grundsätzlich den Nachteil von Verunreinigungen in der Schmelze mit sich bringt.

Überraschenderweise erhält der Siliziumkristall allerdings zumindest für die Verwendung von Solarzellen eine noch ausreichende Reinheit und Stabilität.

Nach einer bevorzugten Ausführungsform werden als Dotierstoffe Aluminium (Al) und/oder Gallium (Ga) und/oder Indium (In) verwendet.

Das Nachchargieren selber kann kontinuierlich oder diskontinuierlich erfolgen. Weiterhin kann der Kristall vor jedem Nachchargieren aus der Ziehanlage entfernt werden oder aber in der Ziehanlage belassen werden.

Nach einer weiteren bevorzugten Ausführungsform ist vorgesehen, dass die Dotierung in der Schmelze und/oder in dem gezogenen Kristall gemessen wird und dass eine Nachchargierung erfolgt, wenn der Dotierungsunterschied einen vorgegebenen Grenzwert überschreitet.

Nach einer bevorzugten Ausführungsform ist vorgesehen, dass vor jedem Nachchargieren der bereits gezogene Kristall aus der Ziehanlage entfernt wird und dass nach jedem Nachchargieren ein neuer Kristall gezogen wird.

Beispielsweise kann so verfahren werden, dass der Tiegel zunächst nur bis zur Hälfte leergezogen wird, so dass sich nur ein geringer Dotierunterschied ungefähr im Faktor 2 zwischen Kristallanfang und-ende einstellt. Ist der erste Kristall gezogen, wird er aus der Ziehanlage entfernt und der Tiegel wird mit neuem Siliziummaterial und Dotiermaterial derart nachchargiert, dass sich die Dotierstoffkonzentration in der aufgefüllten Schmelze wieder einstellt. Dann wird der nächste Kristall gezogen und so fort. Dieser zyklische Vorgang kann ohne Nachteile

so durchgeführt werden, wie es die Tiegelstandzeit erlaubt.

Bei heutigen Tiegelstandzeiten sind so bis zu 25 gleichartige Kristalle mit einem Gewicht von beispielsweise 20 Kg denkbar. Als Ausgangsmaterial kann schwachdotiertes oder undotiertes Silizium (10-100 Qcm, p-Typ) in einer preiswerten, feinkörnigen Form, das eine einfache Rechargierung erlaubt, verwendet werden.

Zur Impfung kann ein herkömmlicher Impfkristall verwendet werden. Besonders vorteilhaft wird zur Impfung allerdings ein sogenannter Trikristall verwendet, der aus drei Einzelkristallen besteht und der in seiner Konfiguration beim Züchten stabil bleibt. Es wurde nämlich herausgefunden, dass beim Nachrechargieren die Schmelze aufgrund des in die Schmelze weiter zugefügten Materials mit verschiedenen Stoffen und insbesondere mit Sauerstoff verunreinigt wird. Diese Verunreinigungen können zu Instabilitäten beim Kristallwachstum führen, was insbesondere beim Einkristall beobachtet wurde, der bei mehrmaligen Nachrechargieren"absterben"kann. Dagegen wurde beobachtet, dass bei Verwendung eines Trikristalls als Impfkristall ein stabiles Wachstum auch bei vielmaligem Nachrechargieren der Schmelze gewährleistet ist. Dies lässt sich dadurch erklären, dass der Kristall-Verbund bei einem Trikristall aus drei gegeneinander verkippten, einkristallinen Siliziumbereichen besteht. Hierdurch erfolgt eine gegenseitige mechanische Stabilisierung der Bereiche, da ein geradliniger Bruchverlauf nicht mehr möglich ist. Die Herstellung des Trikristalls ist aus der DE 43 43 296 C2 bekannt, die hiermit durch Verweis in die vorliegende Beschreibung eingefügt wird. Die Herstellung des Trikristalls wird außerdem weiter unten anhand der Figuren 8-14 näher beschrieben.

Durch die Verwendung eines Trikristalls ist die Verwendung von kleinkörnigem und hochwertigem Siliziummaterial zum Nachchargieren möglich. Derartiges Siliziummaterial wird in

einem Wirbelbett-Reaktor erzeugt. Hierdurch entsteht reinstes Silizium, allerdings mit einer großen Verteilung der erstarrten Tröpfchen. Nur die großen"Tröpfchen"werden allerdings für die herkömmliche Halbleiterfertigung verwendet, da hier die Verunreinigungen aufgrund des günstigen Oberflächen/Volumenverhältnisses am geringsten sind. Somit sind die kleinen"Tröpfchen"kostengünstig verfügbar und können für ein Nachchargieren verwendet werden.

Eine weitere Lösung der obengenannten Aufgabe besteht in der Verwendung eines mit einem Cz-Verfahren hergestellten Siliziumkristalls mit einer Grunddotierung durch mindestens einen Dotierstoff aus den chemischen Hauptgruppen III und/oder V und mit einem Dotierunterschied zwischen Kristallanfang und Kristallende unterhalb des Faktors 3.

Der Faktor 3 ist nicht exakt im numerischen Sinne, sondern im Sinne einer kostenaufwendigen Herstellung zu verstehen, da bei einem derartigen Faktor das Kristallziehen beispielsweise bei Dotierung mit Gallium bei einem Nutzungsverhältnis von ca. 60% abgebrochen werden muss.

Eine Verwendung für die Herstellung von Solarzellen kam für einen derartigen Siliziumkristall daher aus wirtschaftlichen Gründen nicht in Betracht. Aufgrund des erfindungsgemäßen Nachchargierens ist es allerdings möglich, den besagten Siliziumkristall wesentlich kostengünstiger herzustellen, so dass die erfindungsgemäße Verwendung eines derartigen Siliziumkristalls in der Herstellung von Solarzellen liegt.

Eine weitere Lösung der obengenannten Aufgabe stellt ein Silizium-Trikristall mit einer Grunddotierung durch mindestens einen Dotierstoff aus den chemischen Hauptgruppen III und/oder V dar. Bisher ist es nicht bekannt, einen Silizium-Trikristall mit einer derartigen Grunddotierung bereitzustellen.

Nach einer weiteren bevorzugten Ausführungsform ist für einen derartigen Silizium-Trikristall vorgesehen, dass der Dotierunterschied zwischen Kristallanfang und Kristallende einem Nutzungsverhältnis (Masse des gezogenen Siliziumkristalls/Ausgangsmasse der Schmelze) von über 50% entspricht.

Im folgenden wird die Erfindung anhand verschiedener Ausführungsbeispiele mit Bezug auf die beiliegenden Zeichnungen näher erläutert.

Fig. 1 zeigt den gemessenen Zusammenhang zwischen Photostrom und Diffusionslänge bei einer Silizium-Solarzelle, Fig. 2 zeigt den gemessenen Zusammenhang zwischen Leerlaufspannung und Diffusionslänge bei einer Silizium-Solarzelle, Fig. 3 zeigt den gemessenen Zusammenhang zwischen dem spezifischen Widerstand und der Diffusionslänge bei bordotierten Silizium- Wafern, Fig. 4 zeigt ein Bändermodell für eine Silizium- Solarzelle mit Rückseitenfeld (Back Surface Field = BSF), Fig. 5 zeigt den Zusammenhang zwischen Dotierungsunterschied und Nutzungsverhältnis bei einem gezogenen Silizium-Cz-Kristall, Fig. 6 zeigt in einer Tabelle den Einfluss der licht-induzierten Degradation auf die Diffusionslänge für die Dotierstoffe Bor, Gallium und Indium,

Fig. 7 zeigt in einer Tabelle den Unterschied des spezifischen Widerstands zwischen Kristallanfang und Kristallende für die Dotierstoffe Aluminium/Gallium und Indium bei gleichem Nutzungsverhältnis, Fig. 8 bis 13 zeigen in schematischer Darstellung verschiedene Verfahrensstufen bei der Herstellung eines Trikristallstabs, und Fig. 14 zeigt eine erfindungsgemäße Siliziumhalbleiterscheibe in der Draufsicht.

Die Figuren 1 bis 5 wurden bereits oben beschrieben.

Fig. 6 zeigt in einer Tabelle den Einfluss der licht- induzierten Degradation auf die Diffusionslänge für die Dotierstoffe Bor, Gallium und Indium. Es konnte festgestellt werden, dass bei einem LID-Experiment die Diffusionslänge bei einer Grunddotierung von Gallium in dotierten Wafern von 800 pm auf 700 pm zurückging. Bei einer Grunddotierung von Indium konnten keine wesentlichen Veränderungen festgestellt werden. Demgegenüber degradiert bei einer Bor-Dotierung beim gleichen LID-Experiment die Diffusionslänge von 1200 um auf 300 pm.

Fig. 7 zeigt in einer Tabelle den Unterschied des spezifischen Widerstands zwischen Kristallanfang und Kristallende für die Dotierstoffe Aluminium/Gallium und Indium bei gleichem Nutzungsverhältnis. Überraschenderweise zeigt sich bei Indium trotz des gleichen Verteilungskoeffizienten gegenüber Aluminium/Gallium eine geringere Variation des spezifischen Widerstands zwischen Kristallanfang und Kristallende. Im Gegensatz zu Bor und Gallium scheint Indium einen erhöhten Dampfdruck zu

besitzen, so dass sich die Schmelze abreichert und damit dem Effekt der Anreicherung der Schmelze entgegenwirkt.

Fig. 8 bis 13 zeigen in schematischer Darstellung verschiedene Verfahrensstufen bei der Herstellung eines Trikristallstabs, und Fig. 14 zeigt eine erfindungsgemäße Siliziumhalbleiterscheibe in der Draufsicht.

Herstellung des Impfkristalles zur Trikristallzüchtung : Figur 8 : a) Ein konventionell hergestellter und zum Beispiel Cz- gezogener <110> orientierter Einkristall wird mit einer Diamant-Innenlochsäge, die sich in einem Goniometer befindet, mit 2° Genauigkeit so gesägt, dass sich ein Oktaeder H mit acht <111>-orientierten Oberflächen ausbildet. b) Schritt a) wird zweimal wiederholt, um insgesamt drei Oktaeder herzustellen, die die Keimkristalle (H, T1, T2) für den Trikristall bilden sollen. c) Zwei der Oktaeder H, T1 aus a) und b) werden mit einem Molybdän-Draht derart zusammengebunden, dass der erste Keimkristall (H) so mit dem zweiten Keimkristall (T1) in Verbindung kommt, dass sich eine Zwillingskorngrenze erster Ordnung ausbildet. Möglich ist es auch, die Keimkristalle H, T1 mit anderen Mitteln aneinander zu fixieren, vorausgesetzt, dass das Material des Fixierungsmittels gegenüber der Siliziumschmelze inert ist und einen höheren Schmelzpunkt als diese aufweist. Geeignet wäre daher beispielsweise auch ein Wolframdraht. In Figur 9 ist der so hergestellte Bikristallkeim BK in der Draufsicht dargestellt. d) Aus dem Bikristallkeim BK wird nun mittels des Cz-oder floating zone Verfahrens (Fz) ein Bikristallstab BS von et-

wa 10cm Durchmesser und 10cm Länge gezüchtet (siehe Figur 10). e) Mittels eines Goniometers und einer Diamantsäge wird aus dem Bikristallstab BS ein Keil K entfernt, um Platz für den dritten Keimkristall T2 zu schaffen. Hierzu werden Säge- schnitte längs der 112 und der 114 Richtung durchgeführt (siehe Figur 11) und in den zwei monokristallinen Bereichen (H, T1) jeweils eine <111> Kristallebene freigelegt. f) Der dritte Keimkristall T2 wird nun mit Mo-Draht so eingefügt, dass er mit dem Keimkristall H bzw. mit dem daraus gewachsenen Kristallbereich zusammen wieder eine Zwillingskorngrenze erster Ordnung bildet (siehe Figur 12). g) Der Bikristallstab BS wird nun auf die Länge des dritten Keimkristalls T2 zurückgesägt. Erhalten wird ein Trikristall-Impfling. h) Mit Hilfe des Trikristall-Impflings von g) wird nun mit- tels des Cz-oder Fz-Verfahrens ein etwa 20 cm langer dünner Trikristallstab gezogen, der im Querschnitt nicht breiter als (1 inch) 2 ist.

Züchtung von Trikristallen i) Der dünne Trikristallstab von h) wird als Impfkristall zur Trikristallzüchtung verwendet. Hierbei ist es entscheidend, dass zum einen der Impfkristall so orientiert wird, dass die"Nahtstelle"der drei Kristallite senkrecht orientiert ist. Zum anderen ist zu Beginn des Wachstums zu kontrollieren, ob sich an den Rändern des wachsenden Kristallstabs die sechs spiegelähnlichen Facetten befinden, die ein Beweis für das Entstehen des Trikristalls sind.

Treten diese Facetten nicht auf, so ist erneut mit dem Wachstum zu beginnen.

Der Trikristall wächst beim Kristallziehprozess mit einer Geschwindigkeit, die ca. 2-3 mal größer ist als die Wachs- tumsgeschwindigkeit herkömmlicher Monokristallstäbe aus Silizium. Dies ist auf die erhöhte Anzahl von 6 "Wachstumsflächen"des Trikristalls zurückzuführen.

Der Querschnitt des Trikristallstabs ist wie bei herkömmli- chen Monokristallen abhängig von der Ziehgeschwindigkeit und kann auf einen gewünschten Wert von ca. 6-8" eingestellt werden. Der Trikristall wird bis zu einer beliebigen Länge gezogen, die ohne Zeit-oder Verfahrensnachteile wesentlich kürzer gewählt werden kann als beim herkömmlichen Ziehen von Monokristallen. In vorteilhafter Weise wird die Kristallstablänge von der Größe des verwendeten Siliziumschmelztiegels abhängig gemacht oder umgekehrt. Um ein zu starkes Ansteigen von Verunreinigungen mit wachsender Länge des Kristallstabs zu vermeiden, wird er so lange gezogen, bis die Silizium- schmelze im üblicherweise aus Quarz bestehenden Schmelztiegel um ein Drittel abgenommen hat. k) Nach erfolgreicher Züchtung wird der Trikristall 3 schnell von der Schmelze 4 abgezogen und in 2cm Höhe darüber für einige Minuten stehengelassen, damit sich ein Temperaturgleichgewicht einstellen kann. Durch dieses Verfahren wird ein versetzungsarmer Trikristall erzeugt (Siehe dazu auch Figur 13).

Figur 13 zeigt den gezogenen Trikristall in schematischer Darstellung während der Phase des Abkühlens. Der Trikristall weist einen oberen Bereich 1 auf, welcher dem im Verfahrensschritt h) erzeugten dünnen Trikristallstab entspricht. Im mittleren Bereich 2 wächst der Trikristallstab schnell auf den gewünschten Durchmesser an.

Dies kann wesentlich schneller als bei herkömmlichen Monokristallstäben erfolgen, da keine <111> Kristallebenen

quer zur Ziehrichtung durch den Kristall verlaufen, entlang derer vorzugsweise Versetzungen erfolgen können.

Im unteren Bereich 3 weist der Trikristallstab bereits den gewünschten Querschnitt auf. Angedeutet sind drei der 6 Facetten, die sich zwischen den Schnittkanten der senkrecht stehenden <111> Kristallebenen gut erkennbar ausbilden. Ein wesentlicher Unterschied des Trikristallstab im Vergleich zu Monokristallstäben ist weiterhin, dass der Stab am unteren Ende gerade abschließt, da er schnell von der Schmelze 4 abgezogen werden kann. Bei Monokristallstäben muss dagegen noch ein Konus erzeugt werden, welcher später wieder verworfen wird und so zusätzliche Zeit und Aufwand erfordert.

Quasi-kontinuierliche Trikristall-Züchtung : 1) Nach k) wird der Trikristall ganz hochgezogen, um in Schutzgasatmosphäre innerhalb etwa einer Stunde auf Raum- temperatur abgekühlt zu werden. Auch die Abkühlzeit von nur einer Stunde (gegenüber sonst erforderlichen 3 Stunden) bringt einen weiteren Zeit-und Kostenvorteil, da selbst bei dieser hohen Abkühlgeschwindigkeit im Trikristallstab keine Verspannungen auftreten, die zur Rissbildung oder sonstigen Beschädigung des Kristallstabs führen könnten. m) Der nur zu etwa 1/3 leergezogene, heiße Quarztiegel 5 (Fassungsvermögen etwa 30kg) wird mit etwa 10kg Silizium nachgefüllt. Nach etwa einer Stunde ist das Silizium aufge- schmolzen und währenddessen auch der Kristallstab von 1) abgekühlt. n) Der dünne Impfkristall 1 wird vom Kristallstab 3 abge- schnitten und bei Schritt i) wieder eingesetzt.

Da der Tiegel nur zu 33% geleert wird, bleibt die Kristall- qualität bezüglich des Dotiergehalts des Trikristallstabs

auch bei der Verwendung von Gallium oder Indium als Dotierstoff in ausreichenden Grenzen.

Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren können bis mind. 10 Trikristallstäbe aus ein und dem selben Tiegel 5 gezogen werden, ohne dass der Tiegel zwischendurch entleert oder gar verworfen werden muss, wie es bei Monokristallstäben erforderlich ist. Auch die Qualität des 10.

Trikristallstabs ist dann noch ausreichend, um daraus Wafer für Solarzellen mit hohem Wirkungsgrad herstellen zu können.

Aus dem so erzeugten Trikristallstab werden nun mit herkömmlichen Drahtsägen, insbesondere mit Multi-Wire-Sägen Wafer der gewünschten Dicke d herausgesägt. Es zeigt sich, dass die Wafer selbst bei einer Dicke von nur 60ym ohne allzu große Bruchgefahr mühelos gehandhabt werden können.

Unter Verwendung einer herkömmlichen Drahtsäge mit 300pm Drahtdurchmesser und daher 300pm Materialverlust pro Säge- schnitt erfordert das Heraussägen eines 60pm dicken Wafers aus dem Trikristallstab eine Stablänge von 360pm. Ein mono- kristalliner Wafer, der erst bei ca. 330pm Dicke handhabbar ist, erfordert dagegen eine Stablänge von 630um. Bereits dabei ergibt sich mit dem dünnen Trikristallwafer eine Materialersparnis von ca. 40%.

Fig. 14 zeigt eine der erfindungsgemäßen Siliziumhalb- leiterscheiben bzw. Trikristallwafer. Die drei monokristallinen Bereiche 6,7 und 8, die auf die drei Keimkristalle H, T1 und T2 zurückgehen, sind kreissektorförmig und bilden mit-bzw. gegeneinander die Winkel W6, W7 und W8. Sofern die als Keimkristalle eingesetzte Oktaeder H, T1 und T2 exakt entlang der <111>- Ebenen herausgesägt wurden, sofern der Trikristallstab exakt vertikal mit sechs regelmäßigen Facetten gezogen wurde, und die Wafer senkrecht zur Stabachse herausgesägt

wurden, beträgt der Winkel W6 exakt 109,47°. Bei gleich- mäßigem Wachstum sind dann die beiden anderen Winkel W7 und W8 exakt gleich groß und betragen daher 125,26°. Unter den genannten Zucht-und Sägevoraussetzungen haben im Wafer alle drei monokristallinen Bereiche 6,7 und 8 eine <110>- Oberfläche, oder genauer ausgedrückt eine <110> (6), eine <101> (7), bzw. eine <110> Oberfläche (8). Möglich ist es natürlich auch, die Wafer mit einem nicht vertikal zur Stabachse gesetzten Sägeschnitten herauszusägen, wobei dann die Waferoberfläche von anderen Kristallebenen gebildet werden kann und entsprechend ellipsoid geformt ist.