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TW201826325A - 具有有源第ｉｖ族基板和在成核層－基板界面處的受控摻雜劑擴散的稀釋氮化物裝置 - Google Patents

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楟 劉
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Abstract

公開了在稀釋氮化物材料與位於下面的基板之間具有含銻的成核層的半導體裝置。包含(Al)InGaPSb/Bi成核層的含稀釋氮化物的多接面太陽能電池表現出高效率。

Description

具有有源第IV族基板和在成核層-基板界面處的 受控摻雜劑擴散的稀釋氮化物裝置
本發明涉及在稀釋氮化物材料與位於下面的基板之間具有含銻的成核層的半導體裝置。包含(Al)InGaPSb/Bi成核層的含稀釋氮化物的多接面太陽能電池表現出高效率。
在第IV族基板上沉積用於提供諸如多接面太陽能電池和發光二極體(LED)的III/V光電裝置的外延層是已知的。此類裝置的電子性能和光學性能正在被廣泛研究，並且這些性能與基板-外延層界面特性之間的關聯性受到極大關注。對基板-外延層界面給予關注的原因是這些裝置的性能部分地由該界面的品質決定。
當諸如GaAs的第III/V族材料外延沉積在諸如Ge基板的第IV族基板上時，不易於建立第III族層和第V族層的適當的原子層序列的形成。第IV族位點(Ge原子)可與第III族原子或第V族原子鍵合。實際上，第IV族基板的一些區域會鍵合第III族原子，而其它基板區域會鍵合第V族原子。這些不同的生長區之間的邊界區域產生結構缺陷，例如反相區域(anti-phase domain)，這不利地影響裝置的性能。
為了縮減這些結構缺陷中的一些缺陷，第IV族基板通常是截止角(off-cut angle)為0°至15°的斜切基板(vicinal substrate)。這些斜切基板提供其中原子可以與不同結構鍵合的檯面(terrace)和臺階邊緣(step edge)，因此在生長過程中提供較好的順序。
在諸如具有外延沉積在第IV族基板上的III/V合金的太陽能電池的裝置中，可以期望通過將例如第V族物質擴散進入第IV族基板以在第IV族基板中產生裝置本身的一部分。作為實例，對於太陽能電池，如果將第V族元素擴散在p-型Ge基板中，則形成n-型區域，產生p-n接面。這種p-n接面變成光活性的並且可以是單接面或多接面太陽能電池的一部分。然而，當將第III/V族化合物在典型的技術溫度(500°C至750°C)下沉積在Ge基板上時，化合物中的第V族元素在基板中趨於難以控制地擴散，由此使得形成可預期的p-n接面變得困難。在涉及具有預先存在的p-n接面的Ge基板的情況下，例如可以是在Ge、SiGe和SiC電子電路上異質整合III-V光電子的情況，位於上面的第III/V族化合物的沉積可以改變預先存在的p-n接面的摻雜分佈，導致p-n接面和裝置的次優性能。摻雜水平是向內擴散與摻雜劑損失之間競爭的結果。因此，界面的電特性不是易於可控的。在此情況下，在基板界面處實現和保持所期望的p-n接面的摻雜分佈和電特性會變得困難(即使不是不可能的)，在太陽能電池的情況下，此類電特性包括開路電壓(Voc)。此外，第IV族原子將從基板擴散進入外延沉積的III/V層。因此，當通過使用適合的成核條件和材料未能減少第IV族原子的過度擴散時，初始的0.5µm至1µm的III/V層序列內的位於上面的層可以高度摻雜有第IV族元素。諸如Si和Ge的第IV族原子在適中濃度下通常是III/V半導體材料中的n-型摻雜劑。然而，由於它們的兩性性質，當以大於2×1018 cm-3 的濃度摻入時，這些原子可以引起很大程度的補償(n-型和p-型雜質的組合摻入)，這可以導致主體半導體層的電學性能和光學性能的強烈退化。
在第6,380,601號美國專利中，Ermer公開了InGaP沉積在p-型Ge基板的n-摻雜的界面層上以及GaAs二元化合物隨後沉積在InGaP層上。InGaP層的磷趨於不像GaAs層中的砷那樣深入地擴散進入Ge基板。因此，來自InGaP界面層的磷使得p-型Ge基板的n-型層的摻雜分佈成形(shape)，因此導致較好地控制在Ge基板中形成的p-n接面的電特性。然而，具有與Ge基板界面連接的InGaP層的問題是：在用於這些材料的典型外延技術條件下製備的裝置的形態並不理想，並且缺陷密度經常是高的。似乎需要InGaP層的極端成核條件(溫度、沉積速率、第V族過壓)以獲得具有適合形態和低缺陷密度的裝置。
銻和鉍被認為用作表面活性劑來促進III-AsNV合金的平順生長形態。銻和鉍可以促進氮的均勻摻入，使與氮相關的缺陷的形成最小化，並且改變合金能隙使得可達到較寬範圍的能隙。Olson等人(Olson等人，2006 IEEE 4th World Conference on Photovoltaic Energy Conversion)公開了，銻摻入InGaP頂部子電池中不僅增加能隙(Eg)和Voc，而且改善InGaP形態(涉及平順表面形態和良好的裝置性能)。Olson等人未公開無論銻還是鉍在外延沉積期間增強或減弱特定摻雜劑的漂移。在第7,872,252號和第8,125,958號美國專利中，Puetz等人公開了Ge基板上的AlAs成核層。AlAs成核層提供通過控制III/V和Ge基板界面附近的摻雜劑擴散而使在Ge基板的表面附近的p-n接面的位置成形的方式。本公開內容公開了測試結果，所述測試結果表明通過Puetz等人教導的AlAs與稀釋氮化物系統是不相容的。
稀釋氮化物是一類具有小部分(例如，小於5原子%)氮的III-V合金材料(具有一種或多種來自週期表中第III族的元素連同一種或多種來自週期表中第V族的元素的合金)。稀釋氮化物是令人關注的，因為它們可以與不同的基板(包括GaAs和Ge)晶格匹配。儘管可以使用III-V多接面光伏電池的變質結構，但是晶格匹配的稀釋氮化物結構是優選的，這歸因於能隙可調性和晶格常數匹配，使得稀釋氮化物對於整合至具有可觀的效率改善的多接面光伏電池中而言是理想的。稀釋氮化物具有經驗證的性能可靠性並且在製造中需要較少的半導體材料。稀釋氮化物光伏電池的高效率使得它們對於地球上的聚光光伏系統和設計用於太空中操作的光伏系統是有吸引力的。顯著地，熱處理在稀釋氮化物光伏電池的製造中是重要且獨特的步驟，這對於常規半導體而言是不需要的。
本公開內容證明：如Puetz等人所教導的AlAs成核層不僅未成功減弱鎵擴散進入Ge基板，而且AlAs成核層的存在降低了裝置的性能(圖1-圖7)。結果表明，AlAs與稀釋氮化物系統不相容。圖1示出由Puetz等人公開的結構，其中AlAs成核層被佈置在p-型Ge基板與位於上面的n-型InGaP緩衝層之間。在改變AlAs厚度(10埃、2.8埃和1.4埃)的情況下，製造多個測試結構。通過金屬-有機化學氣相沉積(MOCVD)在580°C至720°C的沉積溫度下製造測試結構。本領域技術人員可以認識到，可以存在另外的半導體層，以便產生功能光電裝置，並且這些另外的層未詳細示出，例如視窗和緩衝層。此外，可以在結構的頂部上形成蓋層或者接觸層、抗反射塗層(ARC)和電接觸部(也稱為金屬網格)，並且可以在結構的下面形成或者存在緩衝層、基板或柄部(handle)和底部接觸部。按照光伏電池領域的慣例，術語「前面」是指裝置的面向輻射源的外表面，並且術語「背面」是指遠離輻射源的外表面。如附圖和描述中所用，「背面」與「底部」同義，並且「前面」與「頂部」同義。
圖2和圖3示出包括n-型AlAs成核層的結構中的一個結構的透射電子顯微鏡(TEM)影像，示出位於約10埃厚(或約1nm厚)的AlAs層上面的約200nm厚度的InGaP層，所述AlAs層位於p-型Ge基板上(圖2)。TEM圖像也示出各種外延層的平順形態(圖3)。圖4A和圖4B分別示出以上提及的結構的TEM圖像和橫截面透射電子顯微鏡(XTEM)分析，其中從裝置的背側測量到大量的元素，並且隨著鍺濃度下降以及隨著銦、鎵和磷濃度增加，確認在薄的區域中存在鋁和砷。XTEM分析表明，AlAs的薄層位於Ge基板與InGaP層之間，如所設計的。
評估了圖1至圖4B中描述的測試結構的性能。結果示於圖5A至圖6中並且概括在表1中。測試結構是單接面。為了模擬在多接面結構中其餘太陽能電池在生長期間的熱負荷和/或經過生長後熱處理的熱負荷，使用快速熱退火(RTA)來模擬相應的熱負荷。RTA可以在較短的時間段內使用較高的溫度來保持相同的熱負荷。
表1：包括AlAs成核層的結構的測試結果
AlAs的薄層顯著降低了所有暴露於熱處理的測試結構的性能。性能的降低似乎與增加AlAs厚度有關。測試結構5-1不具有AlAs層並且未暴露於熱處理。測試結構5-2與測試結構5-1相同，但是測試結構5-2暴露於熱處理，這降低了開路電壓(Voc)、填充因子、短路電流(Jsc)和效率。AlAs層存在於測試結構5-3、5-4、5-5、5-6、5-7、5-8、5-9、5-10和5-11中；並且除了測試結構5-3以外，測試結構5-4、5-5、5-6、5-7、5-8、5-9、5-10和5-11都暴露於熱處理。經過熱處理，降低的Voc、填充因子、Jsc和效率與增加AlAs厚度有關。Puetz等人未選擇或設計AlAs以用於承受通常用於製造稀釋氮化物裝置的熱處理。通常，將熱處理定義為暴露於可以為600°C至900°C的溫度且持續5秒至3小時。在某些情況下，對溫度和時間不存在限制。表2概述了沉積方法或熱退火條件的典型熱處理參數。
表2：熱處理方法、溫度和時間。
因此，需要可以經受在典型稀釋化合物外延技術條件中使用的熱處理的新型成核層，其由於III/V和Ge基板界面處適合的形態和定義明確的摻雜劑擴散分佈而使得裝置具有可接受的(若非改善的)光學和電學界面性能。
根據本發明，半導體裝置包括基板，其中所述基板包含GaAs、(Si,Sn)Ge或Si；以及位於所述基板上面的成核層，其中所述成核層包含III-V合金，其中第V族元素包含Sb、Bi或其組合。
根據本發明，多接面光伏電池包括基板，其中所述基板包含GaAs、(Si,Sn)Ge或Si；以及位於所述基板上面的成核層，其中所述成核層包含III-V合金，其中第V族元素包含Sb、Bi或其組合。
根據本發明，太陽能電力系統包括至少一個根據本發明的多接面光伏電池。
根據本發明，製造半導體裝置的方法包括在基板上生長成核層，其中所述成核層包含III-V合金，其中第V族元素包含Sb、Bi或其組合；以及在所述成核層上生長至少一個半導體層。
根據本發明，半導體裝置包括使用根據本發明的方法製造的半導體裝置。
本發明的裝置和方法有助於製造高品質的具有第IV族基板和位於上面的稀釋氮化物結構的電子裝置和光電裝置。本公開內容教導了製造具有進入第IV族基板中的第V族元素的受控摻雜分佈、改善的形態和高性能裝置特性的裝置。含有Sb和/或Bi或者在包含成核層的半導體合金中用作表面活性劑的其它元素的成核層的使用可以使得半導體裝置對於熱加工更穩固，並且特別是對於高溫下的熱加工更穩固。含有Sb和/或Bi的成核層的使用可以改變、減弱和/或最小化來自位於上面的半導體層的元素向位於下面的層(例如，Ge基板)的擴散，該擴散會降低半導體裝置的性能。
「(Al)InGaPSb/Bi」是指包含InGaP和Sb、Bi、或者Sb和Bi兩者的半導體合金。半導體合金可以任選地包含Al。例如，(Al)InGaPSb/Bi可以包含半導體合金InGaPSb、InGaPBi、InGaPSbBi、AlInGaPSb、AlInGaPBi和AlInGaPSbBi中的一種或多種。類似地，InGaP(Sb)表示合金含有In、Ga、P以及任選的Sb。
「晶格匹配」是指這樣的半導體層，其中當材料以大於100nm的厚度存在時，材料在其完全弛豫狀態時鄰接材料的面內晶格常數的差別小於0.6%。此外，基本上彼此晶格匹配的子電池意指，以大於100nm厚度存在的子電池中的所有材料在其完全弛豫狀態時具有差別小於0.6%的面內晶格常數。在可替換的含義中，基本上晶格匹配是指應變。由此，基極層可以具有0.1%至6%、0.1%至5%、0.1%至4%、0.1至3%、0.1%至2%或者0.1%至1%的應變；或者可以具有小於6%、小於5%、小於4%、小於3%、小於2%或者小於1%的應變。應變是指壓縮應變和/或拉伸應變。
圖7B示出測試結構7-2(本申請的實施方案)的TEM圖像和示意圖，其中n-型InGaPSb的成核層位於有源p-Ge基板上面。
可以將InGaPSb用於多接面光伏電池和其它光電裝置，例如發光二極體(LED)。n-InGaP緩衝層位於InGaPSb成核層上面，並且n-InGaAs接觸層位於n-InGaP緩衝層上面。這種結構可以與圖7A所示的常規結構(測試結構7-1)對比，所述測試結構7-1在p-型Ge基板與位於上面的n-型InGaP緩衝層之間具有不含銻的InGaP成核層。TEM分析表明兩種結構成功地生長，並且在p-Ge基板與成核層之間的界面處不含缺陷或位錯。平順的半導體形態與裝置性能和可靠性有關。
為了製造測試結構，使p-摻雜的Ge基板在生長反應室中首先經受熱處理，以在第V族元素過壓下去除氧化物。將薄的20nm厚度的InGaP成核層或InGaPSb成核層沉積在p-摻雜的Ge基板上。然後將200nm厚度的n-InGaP緩衝層根據用於成核層的合金在不同條件下生長在成核層上。為了測試目的，將InGaAs接觸層生長在n-InGaP緩衝層上。所有層都與Ge基板晶格匹配。為了改善形態，將薄的InGaP層在生長InGaPSb層之前在Ge基板上成核。為了模擬與稀釋氮化物加工有關的熱效應(例如，高溫熱退火)，使一些裝置經受600°C至900°C的RTA持續5秒至3小時。
為了對比熱處理對n-InGaP成核層和n-InGaPSb成核層的影響，將熱處理施加於測試結構7-1和測試結構7-2。通過二次離子質譜法(SIMS)分析這些經過熱處理和未經熱處理的測試結構，以獲得與相對於從裝置的底表面測量的深度而改變的元素組成相關的資訊。SIMS涉及從半導體表面去除原子並且本質上是破壞性技術。SIMS適合於深度剖析應用並且該方法在開始分析時應用於裝置的底部，當入射離子束蝕刻到電池中時移除半導體材料。因此，當逐漸去除表面時，通過記錄順序SIMS光譜獲得裝置深度剖面。給出的品質信號的強度作為深度的函數的曲線是相對於上表面之下的垂直位置的元素豐度/濃度的直接反映。圖8至圖10示出了該研究的結果。
將測試結構7-1和7-2(分別參見圖7A和圖7B)在熱處理前的依賴於深度的元素組成在圖8中進行對比；並且將測試結構7-1和7-2在熱處理後的依賴於深度的元素組成在圖9中進行對比。在熱處理後，正如所預料，元素磷、銦和鍺已經從其熱處理前的原位置遷移。還檢測到了存在來自n-InGaPSb成核層的銻，其中期望發現n-InGaPSb成核層/p-Ge基板界面(圖10)。總之，SIMS分析表明，Sb在測試結構7-2的n-InGaPSb成核層中的存在與鎵更深地遷移進入p-Ge基板有關(圖8和圖9)。Sb在n-InGaPSb成核層中的存在似乎減輕了高溫熱退火的影響之一，其進一步將位於上面的結構中的元素更深地擴散進入p-Ge基板中(圖10)。SIMS的技術人員理解，通常在原子濃度的尾緣(trailing edge)觀察到突然的上升、下降、肩峰(shoulder)或翻轉。例如，在圖8至圖10中，鍺(Ge)的信號突然下降，然後是尖峰，這是由於通過由前述層中的入射束蝕刻掉大量材料而引起的Ge原子的積累。元素(在測試結構7-1和7-2中，其為磷P、銦In、鎵Ga和銻Sb)的積累與鍺Ge競爭用於檢測器。一旦去除元素積累，鍺Ge濃度下降至期望的水準。本領域技術人員可以理解，由於這種人為因素，鍺濃度在位於p-鍺基板上面的層中是低的，儘管通過其它方式明顯增加鍺濃度。
在本公開內容提供的半導體裝置中，Sb可以從與成核層的界面記起，存在於基板的上表面的第一個50nm內或者第一個25nm內。在本公開內容提供的半導體裝置中，增加的鎵濃度可以從與成核層的界面記起，存在於基板的上表面第一個50nm、40nm、30nm或20nm內，並且在該區域下具有恒定的摻雜分佈，其中與成核層的界面附近所增加的鎵濃度是在加工期間鎵從位於上面的層擴散進入基板的結果。
如圖9所示，在熱退火後，Ga從與成核層的界面擴散進入Ge基板至小於50nm、小於40nm、小於30nm或小於20nm的深度。Ga的濃度從約1E19原子/cm3 降低至約5E17原子/cm3 。在大於約50nm的深度處，Ge基板中的Ga濃度恒定為5E17原子/cm3 。
鎵擴散由於成核層中存在銻而衰減，這與保留高品質裝置性能有關。可以將各種度量用於表徵光電裝置的品質，包括例如Eg/q-Voc、在輻照能量範圍內的效率、開路電壓Voc和短路電流密度Jsc。本領域技術人員可以理解如何將針對具有特定的稀釋氮化物基極厚度的子電池而測量的Voc和Jsc外推至其它子電池厚度。Jsc和Voc對於光伏電池分別是最大的電流密度和電壓。然而，在這些操作點，來自光伏電池的功率為零。填充因子(FF)是與Jsc和Voc一起確定來自光伏電池的最大功率的參數。將FF定義為由光伏電池產生的最大功率與Voc和Jsc的乘積的比率。由圖表示，FF為光伏電池的「方形」的測量值，並且也是最大矩形的面積，其將在IV (電流-電壓)曲線內擬合。
似乎子電池效率的小的改善可以導致多接面光伏電池效率的顯著的改善。此外，似乎多接面光伏電池的總效率的小的改善可以導致輸出功率的顯著的改善，降低光伏陣列的面積，並且降低與安裝、系統集成和部署相關的成本。
光伏電池的效率是重要的，因為其直接影響光伏模組的功率輸出。例如，假設1m2 光伏板具有總共24%轉換效率，如果用於模組中的多接面光伏電池的效率增加了1%，例如在500倍太陽光強下從40%增加至41%，則該模組輸出功率將增加約2.7KW。
通常，光伏電池占光伏電力模組的總成本的約20%。較高的光伏電池效率意味著更高成本效率的模組。那麼，需要較少的光伏裝置產生相同量的輸出功率，並且用較少裝置產生較高輸出功率，導致降低的系統成本，例如裝配架、硬體、用於電連接的接線等成本。此外，通過使用高效率的光伏電池產生相同的功率，對於安裝而言，則需要較少的占地面積、較少的支撐結構和較低的人工成本。
光伏模組是太空船電力系統中的重要元件。較輕重量且較小的光伏模組總是優選的，因為將衛星發射進入軌道的運送成本是昂貴的。由於大的光伏陣列，因此光伏電池效率對於空間電力應用中降低品質和燃料損失是特別重要的。較高的比功率(相對於光伏陣列品質而產生的瓦特)可以用更高效率的光伏電池來實現，因為光伏陣列的尺寸和重量對於相同的功率輸出是較低的，所述比功率確定了一個陣列對於給定的發射品質將產生多少功率。
作為實例，與具有30%轉換效率的標稱光伏電池相比，多接面光伏電池效率增加1.5%可以導致輸出功率增加4.5%，並且多接面光伏電池效率增加3.5%可以導致輸出功率增加11.5%。對於具有60kW功率需求的衛星，較高效率的子電池的使用，對於效率分別增加1.5%和3.5%的多接面光伏電池，可以導致光伏電池模組的成本節約$50萬至$150萬，以及光伏陣列表面積減少6.4m2 至15.6m2 。當考慮與系統集成和發射有關的成本時，總的成本節約甚至將更大。
在熱處理後，高品質Jsc、Voc和FF的保留與成核層中銻的存在有關。圖11和圖13是示出有源p-Ge基板的Jsc、Voc、FF和效率的變化的圖。在施加熱處理前測量圖11中的資料，並且在施加熱處理後測量圖13中的資料。各個測試的裝置具有含有InGaP或InGaPSb的成核層。測量4英寸晶片上的50個單獨的1-cm × 1-cm光伏電池的各個測試結構。在AM0測量裝置性能。AM0是指在1倍太陽光強下的標準空間光譜並且在25°C的接面溫度下測量裝置性能。將測量值根據各個電池沿著晶片的y-維度的位置繪圖。結果概述於表3中。
表3：成核層中的銻在經過熱處理和未經熱處理的情況下對p-Ge性能的作用。
在銻存在於InGaP成核層的情況下，暴露於780°C的熱處理、持續20秒(RTA)的裝置具有與未暴露於熱處理的裝置類似的高性能值。當暴露於熱處理時，測試結構7-1(不含銻)顯示出Voc、FF、Jsc和效率的下降。當將暴露於熱處理的所有測試結構進行對比時，結構7-2-1和7-2-2具有的值超過結構7-1的值。在熱處理前，結構7-2-1和7-2-2具有與測試結構7-1的值相當的Voc、FF、Jsc和效率值。標識7-1和7-2是指不同的外延生長運行(runs)，並且標識7-2-1和7-2-2是指在單次外延生長運行內的不同晶片。對於各次運行，生長條件在名義上是相同的。
圖12和圖14是示出在輻照能量範圍內的有源p-Ge基板的效率對比的圖。與具有InGaP成核層的裝置相比，在成核層中具有銻的裝置(測試結構7-2-1和7-2-2)表現出改善的效率，尤其在熱處理後(圖14)。這種觀察結果在800nm至1,400nm的輻射波長是尤其明顯的。
根據本發明，可以將(Al)InGaPSb/Bi成核層與p-Ge基板併入稀釋氮化物多接面光伏電池中。本領域技術人員理解，其它類型的層可以被併入光伏電池中或在光伏電池中被省略以產生功能裝置，並且不需要在本文中詳細地描述。這些其它類型的層包括例如玻璃蓋片、抗反射塗層、接觸層、前表面場(FSF)、隧道接面、窗口、發射極、背表面場(BSF)、成核層、緩衝層和基板或晶片柄(wafer handle)。在本文所述和所示例的各個實施方案中，可以存在其它半導體層以產生光伏電池裝置。具體地，在頂部子電池上可以形成覆蓋層或者接觸層、抗反射塗層(ARC)和電接觸部(也表示為金屬網格)，並且在底部子電池下面可以形成或者存在緩衝層、基板或者柄部和底部接觸部。在某些實施方案中，基板也可以用作底部子電池，例如在鍺子電池中。多接面光伏電池也可以在沒有一種或多種以上所列的層的情況下形成，如本領域技術人員所知的。這些層中的各個層需要仔細設計以確保其併入多接面光伏電池中不損害高性能。圖26示出示例這些可能的其它半導體層的實例4J結構，所述其它半導體層可以存在於多接面光伏電池中。
稀釋氮化物作為光伏電池材料有利的，部分是因為晶格常數可以大幅地變化以匹配寬範圍的由除稀釋氮化物以外的半導體材料形成的基板和/或子電池。稀釋氮化物的實例包括GaInNAsSb、GaInNAsBi、GaInNAsSbBi、GaNAsSb、GaNAsBi和GaNAsSbBi。可以通過不同的第IIIA族和第VA族元素的相對分數來控制稀釋氮化物的晶格常數和能隙。因此，通過調整稀釋氮化物材料的組成(即元素和量)，可以獲得寬範圍的晶格常數和能隙。此外，通過在具體的晶格常數和能隙附近調整組成，同時將Sb和/或Bi的總含量限制為例如不超過第V族晶格格位的20%，例如不超過第V族晶格格位的10%，可以獲得高品質的材料。Sb和Bi被認為用作促進III-AsNV稀釋氮化物合金的平順生長形態的表面活性劑。此外，Sb和Bi可以促進N的均勻併入並且使氮相關的缺陷的形成最小化。Sb和Bi的併入可以增強總的氮併入並且降低合金能隙。然而，Sb和Bi也可以產生其它缺陷，因此，期望Sb和/或Bi的總濃度應當限制為不超過第V族晶格格位的20%。此外，對Sb和Bi含量的限制隨著氮含量的降低而減少。包括In的合金可以對總含量具有甚至更低的限制，因為In可以減少調整晶格常數所需的Sb的量。對於包括In的合金，Sb和/或Bi的總含量可以限制為不超過第V族晶格格位的5%，在某些實施方案中，限制為不超過第V族晶格格位的1.5%，並且在某些實施方案中，限制為不超過第V族晶格格位的0.2%。例如，當與在0.08 ≤ x ≤ 0.18、0.025 ≤ y ≤ 0.04和0.001 ≤ z ≤ 0.03的組成範圍中並且具有至少0.9eV(例如在0.9eV至1.25eV的範圍內)的能隙的GaAs或者Ge基板基本上晶格匹配時，在第2010/0319764號美國申請公開案中披露的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 可以產生高品質的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 材料，所述申請公開案通過引用整體併入。在第2017/0110613號美國申請公開案中披露了適用於高效4J光伏電池的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 合金，所述申請公開案通過引用整體併入。在2017年5月31日提交的第15/609,760號美國申請中披露了適用於高效多接面光伏電池的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Biz 和Ga1-x Inx Ny As1-y-z1-z2 Sbz1 Biz2 合金，所述申請通過引用整體併入。
在本公開內容提供的稀釋氮化物中，N組成可以不超過第V族晶格格位的5.5%。在某些實施方案中，N組成不超過4%，並且在某些實施方案中，N組成不超過3.5%。
本公開內容的實施方案包括稀釋氮化物子電池，其在基極層中包含GaInNAsSb、GaInNAsBi或GaInNAsBiSb，所述基極層可以併入表現高效率的多接面光伏電池中。如圖25所示，稀釋氮化物子電池的效率可以根據能隙和輻照能量/波長以及半導體性能而變化，所述半導體性能例如開路電壓Voc、短路電流密度Jsc、填充因子 FF、缺陷密度、摻雜分佈、厚度和其它半導體固態物理性能。
可以通過改變組成並同時控制Sb和/或Bi的總含量來調整稀釋氮化物的能隙。因此，可以製造具有適於與其它子電池集成的能隙且同時保持與各個其它子電池和基板基本上晶格匹配的稀釋氮化物子電池。可以調整能隙和組成，以使由稀釋氮化物子電池產生的Jsc與光伏電池中的各個其它子電池的Jsc相同或者略大。由於稀釋氮化物提供高品質、晶格匹配和能隙可調節的子電池，因此包含稀釋氮化物子電池的光伏電池可以實現高轉換效率。效率的提高主要是由於較少的光能以熱的形式損耗，因為其它子電池允許更多的入射光子被具有更接近於入射光子能量的能隙的半導體材料吸收。此外，由於較低的操作電流，與其它光伏電池相比，在這些多接面光伏電池中將存在較低的串聯電阻損耗。在更集中的太陽光下，降低的串聯電阻損耗變得更明顯。根據底部子電池的能隙，太陽光譜中的更寬範圍的光子的收集也可以有助於提高效率。
由於不同元素之間的相互作用以及稀釋氮化物層中的諸如應變的因素，Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 、Ga1-x Inx Ny As1-y-z Biz 和Ga1-x Inx Ny As1-y-z1-z2 Sbz1 Biz2 的組成與能隙之間的關係不是元素組成的簡單函數。可以根據經驗改變組成來尋找具有特定晶格常數的產生期望的能隙的組成。然而，Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 、Ga1-x Inx Ny As1-y-z Biz 和Ga1-x Inx Ny As1-y-z1-z2 Sbz1 Biz2 合金的品質當反映在例如Jsc、Voc、FF和效率的特性中時可以取決於加工和退火條件以及參數。
在一些實施方案中，GaInNAsSb基極可以包含x、y和z值為0.03 ≤ x ≤ 0.19、0.008 ≤ y ≤ 0.055和0.001 ≤ z ≤ 0.05以及能隙為0.9eV至1.25eV的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 。在一些實施方案中，GaInNAsSb基極可以具有x、y和z值為0.06 ≤ x ≤ 0.09、0.01 ≤ y ≤ 0.03和0.003 ≤ z ≤ 0.02的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 組成，並且可以具有1eV至1.16eV的能隙。在一些實施方案中，GaInNAsSb基極可以具有x、y和z值為0.12 ≤ x ≤ 0.14、0.025 ≤ y ≤ 0.035和0.005 ≤ z ≤ 0.015的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 組成，並且可以具有約0.96eV的能隙。在一些實施方案中，GaInNAsSb子電池可以具有x、y和z值為0.11 ≤ x ≤ 0.15、0.025 ≤ y ≤ 0.04和0.003 ≤ z ≤ 0.015的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 組成，並且可以具有0.95eV至0.98eV的能隙。在某些實施方案中，GaInNAsSb子電池的特徵可以在於使用1倍太陽光強AM1.5D光譜在25°C的接面溫度下測量的等於或大於0.55V的Eg/q-Voc。在某些實施方案中，GaInNAsSb子電池的特徵可以在於使用1倍太陽光強AM1.5D光譜在25°C的接面溫度下測量的0.4V至0.7V的Eg/q-Voc。特徵在於本段公開的合金組成和能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池可以表現出圖23所示的效率。這Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池可以在輻照能量範圍內表現出大於70%和/或大於80%的高效率。
在一些實施方案中，GaInNAsBi基極可以包含x、y和z值為0.03≤ x ≤ 0.19、0.008 ≤ y ≤ 0.055和0.001 ≤ z ≤ 0.015的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Biz ，並且可以具有0.9eV至1.25eV的能隙。在一些實施方案中，GaInNAsBi基極可以包含x、y和z值為0.06 ≤ x ≤ 0.09、0.01 ≤ y ≤ 0.03和0.001 ≤ z ≤ 0.002的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Biz ，並且可以具有1eV至1.16eV的能隙。在一些實施方案中，GaInNAsBi基極可以包含x、y和z值為0.12≤ x ≤ 0.14、0.025≤ y ≤ 0.03和0.001≤ z ≤ 0.005的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Biz ，並且可以具有約0.96eV的能隙。在一些實施方案中，GaInNAsBi基極可以包含x、y和z值為0.11≤ x ≤ 0.15、0.025≤ y ≤0.04和0.001≤ z ≤ 0.005的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Biz ，並且可以具有0.95eV至0.98eV的能隙。
在一些實施方案中，GaInNAsBi基極可以包含x、y、z1和z2值為0.03 ≤ x ≤ 0.19、0.008 ≤ y ≤ 0.055和0.001 ≤ z1+z2 ≤ 0.05的Ga1-x Inx Ny As1-y-z1-z2 Sbz1 Biz2 ，並且可以具有0.9eV至1.25eV的能隙。在一些實施方案中，GaInNAsBi基極可以包含x、y、z1和z2值為0.06 ≤ x ≤ 0.09、0.01 ≤ y ≤ 0.03和0.001 ≤ z1+z2 ≤ 0.02的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz1 Biz2 ；並且可以具有1eV至1.16eV的能隙。在一些實施方案中，GaInNAsBi基極可以包含x、y、z1和z2值為0.12 ≤ x ≤ 0.14、0.025 ≤ y ≤ 0.035和0.001 ≤ z1+z2 ≤ 0.015的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz1 Biz2 ，並且可以具有約0.96eV的能隙。在一些實施方案中，GaInNAsBi基極可以包含x、y、z1和z2值為0.11 ≤ x ≤ 0.15、0.025≤ y ≤ 0.04和0.001≤ z1+z2 ≤ 0.015的Ga1-x Inx Ny As1-y-z1-z2 Sbz1 Biz2 ，並且可以具有0.95eV至0.98eV的能隙。
在某些實施方案中，銦含量不存在於稀釋氮化物組成中。在一些實施方案中，GaNAsBi由GaNy As1-y-z Biz 組成，其中y和z的含量值在以下組成範圍內：0.001 ≤ y ≤ 0.055且0.001 ≤ z ≤ 0.09。在一些實施方案中，GaNAsSbBi由GaNy As1-y-z1-z2 Sbz1 Biz2 組成，其中y和z的含量值在以下組成範圍內：0.001 ≤ y ≤ 0.055和0.001 ≤ z1 + z2 ≤ 0.09。
由本公開內容提供的含Sb和/或Bi的成核層可以包含(Al)InGaPSb/Bi，例如InGaPSb、InGaPBi、InGaPSbBi、AlInGaPSb、AlInGaPBi和AlInGaPSbBi。可以選擇含Sb和/或Bi的成核層的合金組成，以與Ge基板晶格匹配。含Sb和/或Bi的成核層可以具有例如小於10nm、小於5nm、1nm、小於0.75nm、小於0.5nm或小於0.25nm的厚度。含Sb和/或Bi的成核層可以具有例如0.01nm至10nm、0.05nm至5nm或0.1nm至1nm的厚度。
在本發明的一些實施方案中，將(Al)InGaPSb/Bi成核層與p-Ge基板併入四接面(4J)稀釋氮化物光伏電池中(圖15)。除了(Al)InGaPSb/Bi以外，圖15所示的材料表示基極層材料。基極層中的每一個與其它基極層中的每一個晶格匹配以及與鍺或砷化鎵基板晶格匹配。P-Ge是有源基板並且形成最低部子電池。(Al)InGaPSb/Bi成核層位於p-Ge上面。在成核層上的第三子電池(J3)、第二子電池(J2)和第一子電池(J1)具有分別包含諸如GaInNAsSb/Bi的稀釋氮化物、(Al,In)GaAs和(Al,In)GaP的基極層材料。本領域技術人員可以理解，其中(Al)InGaPSb/Bi成核層需要併入多接面光伏電池的結構內；所以此處未包括詳細描述。
用不同的熱負荷確定具有InGaP或InGaPSb成核層的各種測試結構的性能。例如，當生長4J多接面太陽能電池時，據估計，在頂部的兩個子電池(J1和J2)的生長期間，將底層(J3和J4)暴露在約620°C的溫度、持續約3小時。此外，將測試結構在所有層的生長後暴露在765°C的快速熱退火、持續20秒。
在圖15所示的4J結構中，J4底部子電池可以是p-型或n-型的Ge基板，所述Ge基板可以以5E17原子/cm3 至1E18原子/cm3 進行摻雜。從位於上面的層擴散的磷可以在接近界面的摻雜密度為約5E17原子/cm3 至1E19原子/cm3 的Ge基板中產生n-型區域。J3包含稀釋氮化物材料並且可以是例如1µm至4µm厚。可以將J3接面佈置為p-n接面或p-i-n接面以改善載流子收集。基極摻雜可以為1E16原子/cm3 至1E18原子/cm3 ，並且發射極可以具有約1E18原子/cm3 的摻雜。J3的能隙可以為例如0.9eV至1.2eV，例如0.9eV至1.1eV、或0.9eV至1.0eV。J2可以包含具有約0mol%至10mol% Al以及約1.4eV至約1.5eV的能隙的(Al,In)GaAs。J2可以具有例如1µm至4µm的厚度並且可以具有約1E16原子/cm3 至1E18原子/cm3 的摻雜密度。J1(頂部子電池)可以包含具有0mol%至5mol% Al以及1.88eV至2eV的能隙的(Al,In)GaP。J1可以具有1µm至2µm的厚度以及1E16原子/cm3 至1E18原子/cm3 的摻雜密度。各個接面包含FSF層和BSF層，並且所述接面通過隧道接面分離。各個子電池的摻雜分佈在所有或一部分的子電池厚度內可以是恒定的、漸變的或呈指數的。
具有InGaP或InGaPSb成核層的圖15所示的4J結構的性能屬性示於圖16至圖18中。測試結構16-1含有InGaP成核層，並且測試結構16-2含有InGaPSb成核層。將包括稀釋氮化物、成核層和Ge基板的底部電池接面構在多接面太陽能電池的其餘部分的3小時生長期間經受約620°C的熱負荷。對於圖15的測試結構，典型的InGaPSb成核層與Ge晶格匹配並且具有組成In0.5 Ga0.5 P1.0 Sb0.02-0.04 。
在圖16中，將具有圖15所示的結構的多接面光伏電池的Jsc、Voc、FF和效率進行對比，所述結構具有n-InGaP成核層(測試結構16-1)和具有n-InGaPSb成核層(測試結構16-2)。與測試結構16-1相比，測試結構16-2的Voc (+40 meV)和FF (+0.2%)較高。測量4英寸晶片上的五十五(55)個單獨的1-cm × 1-cm光伏電池的各個測試結構。在AM0處測量裝置性能。將測量值根據各個電池沿著晶片的y-維度的位置繪圖。
在圖17中，將測試結構16-1(n-InGaP成核層)和16-2(n-InGaPSb成核層)的各個子電池的Jsc進行對比。J1表示頂部(Al,In)GaP子電池、J2 (Al,In)GaAs子電池、J3表示GaInNAsSb子電池和J4表示有源p-Ge基板。如圖17所示，測試結構16-1和16-2的各個子電池J1、J2和J3的Jsc是相當的；然而，在不含銻Sb的情況下，與n-InGaP成核層相比，對於具有n-InGaPSb成核層的裝置而言，有源p-Ge基板的Jsc明顯更高。
圖18示出測試結構16-1(具有n-InGaP成核層)和測試結構16-2(具有n-InGaPSb成核層)的各個子電池的歸一化的依賴於波長的效率。圖18中的效率為LIV頂部電池電流限制的測量值，其由能隙與AM0光譜的光譜失配造成。如果4J太陽能電池在AM0光譜下是底部電池電流受限的，則含有InGaPSb成核層的結構的效率將是更高的。將外量子效率用於定量每個接面的電流，並且LIV電壓是用於測量的最精確參數。
圖19示出具有圖15的結構和具有n-InGaP或n-InGaPSb成核層的多接面光伏電池的Jsc、Voc、FF和效率。在所有層的外延生長完成後，將裝置在765°C的溫度經受RTA熱處理、持續20秒。如圖19所示，具有n-InGaP(測試結構19-1-1和19-1-2)或n-InGaPSb(測試結構19-2)成核層的裝置的Jsc、Voc、FF和效率是相當的。
圖20示出測試結構19-1-1(具有n-InGaP成核層)和19-2(具有n-InGaPSb成核層)的各個子電池的Jsc。各個層J1-J2-J3中的每一個層的Jsc是相當的，無論成核層是n-InGaP還是n-InGaPSb；然而，甚至對於生長後非常極端的熱劑量(765°C持續20秒)而言，具有n-InGaPSb成核層的底部J4子電池(測試結構19-2)的Jsc比成核層中不含Sb的J4子電池(測試結構19-1-1)的Jsc高0.4mA/cm2 。底部子電池的Jsc的增加可以轉化為約1.2%的效率改善。
圖21示出測試結構19-1-1和19-1-2(具有n-InGaP成核層)以及測試結構19-2(具有n-InGaPSb成核層)的各個子電池的歸一化的依賴於波長的效率。通過AM0光譜強度使圖21中的效率曲線放大並且在各個子電池的相應波長範圍內積分，提供了圖20所示的外量子效率(external quantum efficiency；縮寫 EQE)。EQE電流對於圖21所示的效率曲線的量化是重要的。
測試結構21是具有圖15的結構的4J光伏電池，而並非在外延生長後經受RTA，將底部電池結構在多接面太陽能電池的其餘部分的生長期間暴露於約620°C的熱負荷、持續3小時。例如，對於測試結構21，包含n-InGaP(測試結構21-1-1和21-1-2)或n-InGaPSb(測試結構21-2-1和21-2-2)的成核層生長在p-Ge基板(J1)上，並且GaInNAsSb稀釋氮化物子電池(J2)作為第二接面生長在成核層的頂部上，以及(Al,In)GaAs(J3)和(Al,In)GaP(J4)子電池生長稀釋氮化物子電池上面。
測試結構21的Jsc、Voc、FF和效率示於圖22中。具有n-InGaPSb成核層的裝置的效率明顯高於具有n-InGaP成核層的裝置的效率。
圖23示出測試結構21-1-1和21-1-2(具有n-InGaP成核層)以及測試結構21-2-1和21-2-2(具有n-InGaPSb成核層)的各個子電池的Jsc。與示出n-InGaP成核層(測試結構21-1-1和21-1-2)的裝置的Jsc相比，對於具有n-InGaPSb成核層(測試結構21-2-1和21-2-2)的裝置而言，p-Ge子電池(J4)的Jsc明顯更大。
圖24示出測試結構21-1-1和21-1-2(具有n-InGaP成核層)以及測試結構21-2-1和21-2-2(具有n-InGaPSb成核層)的各個子電池的歸一化的依賴於波長的效率。
基於這些測試，包含(Al)InGaPSb、(Al)InGaPBi或(Al)InGaPSbBi成核層的太陽能電池的量子效率高於具有不含Sb和/或Bi的成核層(例如InGaP)的太陽能電池的量子效率，尤其是在其中發射極響應對總效率具有較大貢獻的較短波長下。對於具有大於四(4)個接面的多接面太陽能電池，由於位於上面的J2子電池的約1eV的低能隙，底部子電池將具有窄的波長吸收範圍；然而，增加的效率依然是顯著的。
對圖15中示例的實施方案測試性能特性並且與在成核層中不含銻的等效4J裝置進行對比。結果示於圖16、圖19和圖22中並且概括在表4中。測量4英寸晶片上的五十五個單獨的1-cm × 1-cm光伏電池的各個測試結構。在AM0處測量裝置性能。將測量值根據各個電池沿著晶片的y-維度的位置繪圖。
表4：成核層中的銻在經過熱處理和未經熱處理的情況下對4J性能的作用
對於測試結構19-1-1、19-1-2和19-2，在各個4J裝置完成外延生長後，經由快速熱退火(RTA)施加其它熱處理。當銻存在於成核層中時，無論在外延生長後通過RTA施加熱處理還是在子電池J2、J3和J4的外延生長期間施加熱處理，都觀察到4J光伏電池的Jsc、Voc、FF和效率的增加。圖17、圖20和圖23示出測試結構內的各個子電池的短路電流密度Jsc。具有InGaPSb成核層的底部子電池(J4)的Jsc高於具有不含Sb的InGaP成核層的相應測試結構的Jsc。這表明4J的Jsc的總體增加是歸因於在J4子電池上的成核層中銻的存在。圖18、圖21和圖24分別對比了16-1和16-2，以及19-1-1、19-1-2和19-2，以及21-1-1、21-1-2、21-2-1和21-2-2的各個子電池的效率。在輻照能量的範圍內，用結構16-2、19-2、21-2-1和21-2-2中的InGaPSb成核層改善了J4效率。
本發明的實施方案包括可以使用分子束外延(MBE)和/或化學氣相沉積(CVD)製造的光電裝置。由於組成在諸如Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 材料系統的稀釋氮化物內變化，所以生長條件需要調整。例如，對於(Al,In)GaAs，生長溫度將隨著Al分數的增加而升高並且隨著In分數的減小而降低，以便維持相同的材料品質。因此，隨著多接面光伏電池的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 材料或者其它子電池的組成變化，可以相應地調節生長溫度以及其它生長條件。在MBE或CVD生長後施加於稀釋氮化物的熱劑量(其通過給定持續時間內施加的熱的強度來控制(例如，施加600°C至900°C的溫度，持續10秒至10小時；參見表2))也影響能隙與組成之間的關係。這種熱退火步驟可以在包括空氣、氮、砷、砷化氫、磷、膦、氫、合成氣、氧、氦和前述材料的任意組合的氣氛中進行。通常，能隙和摻雜分佈隨著熱退火參數變化而變化。摻雜劑的存在還使元素、生長參數和熱退火條件的最優組合的確定複雜化，所述最優組合將產生適合的高效率的具有特定能隙和垂直分佈的摻雜劑的子電池。
在本公開內容提供的某些實施方案中，在第一材料沉積室中於基板上沉積多個層。所述多個層可以包括蝕刻停止層、分離層(release layer)(即，設計成用於在應用諸如化學蝕刻的特定技術順序時將所述半導體層從基板分離的層)、保護層、諸如橫向傳導層的接觸層、緩衝層或者其它半導體層。在某些實施方案中，所沉積的層的順序為緩衝層，然後是分離層，然後是橫向傳導層或者接觸層。接下來，將所述基板轉移至第二材料沉積室中，在所述第二材料沉積室中，將一個或者多個子電池沉積在已有的半導體層的頂部上。然後可以將所述基板轉移至第一材料沉積室或者第三材料沉積室以用於沉積一個或者多個子電池，然後沉積一個或者多個接觸層。隧道接面也在子電池之間形成。
可以認識到，可將含有Sb和/或Bi的成核層用於改變、減弱或最小化位於上面的層中含有的元素向位於下面的層中的擴散。元素從位於上面的半導體層向Ge基板中的擴散是一個實例。含有Si和/或Bi的成核層可以使得半導體裝置對於熱加工更穩固，並且特別是在高溫熱加工下。含有Sb和/或Bi的成核層可以改善加工期間暴露於高溫下的半導體裝置的性能。
包含含Sb和/或Bi的成核層的多接面光伏電池可以表現出高效率。含Sb和/或Bi的成核層可以改善加工和/或退火期間暴露於高溫的諸如多接面光伏電池的半導體裝置的性能，所述多接面光伏電池例如是包含諸如GaInNAsSb子電池的稀釋氮化物子電池的多接面光伏電池。為了獲得高效率，GaInNAsSb合金必須暴露於高溫。例如，可以使含有稀釋氮化物子電池的光伏電池在生長後經受一種或多種熱退火處理。例如，熱退火處理可以包括施加400°C至1000°C的溫度，持續10秒至10小時。熱退火處理可以在包括空氣、氮、砷、砷化氫、磷、膦、氫、合成氣、氧、氦和前述材料的任意組合的氣氛中進行。在某些實施方案中，子電池和相關的隧道接面的疊層可以在製造其它位於上面的子電池之前進行退火。
包含諸如GaInNAsSb/Bi的稀釋氮化物以及含Sb和/或Bi的成核層的多接面光伏電池表現出高效率。GaInNAsSb子電池的效率示於圖25中。製造由本公開內容提供的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池以提供高的內量子效率。有助於提供高的內量子效率的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池的因素包括，例如，單個子電池的能隙，其轉而取決於子電池的半導體組成、摻雜水準和摻雜分佈、子電池的厚度、晶格匹配的品質、缺陷密度、生長條件、退火溫度和退火曲線(profile)以及雜質水平。
可以將各種度量用於表徵GaInNAsSb子電池的品質，包括例如Eg/q-Voc、在輻照能量範圍內的內量子效率、開路電壓Voc和短路電流密度Jsc。可以在具有Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 基極層的子電池上測量開路電壓Voc和短路電流密度Jsc，所述Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 基極層為2µm厚或者其它厚度，例如1µm至4µm的厚度。本領域技術人員將理解如何將對具有特定Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 基極厚度的子電池所測量的開路電壓Voc和短路電流密度Jsc外推至其它厚度。
可以通過作為輻照波長或輻照能量的函數的內量子效率曲線反映Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池的品質。通常，高品質的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池在寬範圍的輻照波長內表現出至少60%、至少70%或者至少80%的內量子效率(internal quantum efficiency；縮寫IQE)。圖3示出作為具有約0.82eV至約1.24eV能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池的輻照波長/能量的函數的內量子效率的依賴性。
圖25中測量的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池在寬的輻照波長範圍內表現出大於60%、大於70%或者大於80%的高內量子效率。這些Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池在寬範圍的輻照波長/能量內的高內量子效率表明形成Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池的半導體材料的高品質。
如圖25所示，在其內特定Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出高的內量子效率的輻照波長的範圍受特定Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池的能隙的約束。測量並不延伸至低於900nm的波長，因為在實際的光伏電池中，可以將Ge子電池用於捕獲和轉化較短波長的輻照。對於2µm的GaInNAsSb子電池厚度，在具有AM1.5D光譜的1倍太陽光強(1000W/m2)輻照和25°C的接面溫度下測量圖25中的內量子效率。本領域技術人員應理解如何將所測量的內量子效率外推至其它輻照波長/能量、子電池厚度和溫度。通過掃描經校準的源的光譜以及測量由光伏電池產生的電流來測量內量子效率。GaInNAsSb子電池可以包括GaInNAsSb子電池基極、發射極、背表面場和前表面場。
Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出如下的內量子效率： 在1.38eV至1.27eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.30eV的輻照能量下至少80%的內量子效率； 在1.38eV至1.18eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.30eV的輻照能量下至少80%的內量子效率； 在1.38eV至1.10eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.18eV的輻照能量下至少80%的內量子效率； 在1.38eV至1.03eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.15eV的輻照能量下至少80%的內量子效率； 在1.38eV至0.99eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.15eV的輻照能量下至少80%的內量子效率；或者 在1.38eV至0.92eV的輻照能量下至少60%的內量子效率，在1.38eV至1.03eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.15eV的輻照能量下至少80%的內量子效率。 其中在25°C的接面溫度下測量內量子效率。
具有1.18eV至1.24eV的能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出在1.38eV至1.27eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.30eV的輻照能量下至少80%的內量子效率，所述內量子效率在25°C的接面溫度下測量。
具有1.10eV至1.14eV的能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出在1.38eV至1.18eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.30eV的輻照能量下至少80%的內量子效率，所述內量子效率在25°C的接面溫度下測量。
具有1.04eV至1.06eV的能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出在1.38eV至1.10eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.18eV的輻照能量下至少80%的內量子效率，所述內量子效率在25°C的接面溫度下測量。
具有0.99eV至1.01eV的能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出在1.38eV至1.03eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.15eV的輻照能量下至少80%的內量子效率，所述內量子效率在25°C的接面溫度下測量。
具有0.90eV至0.98eV的能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出在1.38eV至0.99eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.15eV的輻照能量下至少80%的內量子效率，所述內量子效率在25°C的接面溫度下測量。
具有0.80eV至0.86eV的能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出在1.38eV至0.92eV的輻照能量下至少60%的內量子效率，在1.38eV至1.03eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.15eV的輻照能量下至少80%的內量子效率，所述內量子效率在25°C的接面溫度下測量。
Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池還表現出如下的內量子效率： 在1.38eV至1.27eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.30eV的輻照能量下至少80%的內量子效率； 在1.38eV至1.18eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.30eV的輻照能量下至少80%的內量子效率； 在1.38eV至1.10eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.18eV的輻照能量下至少80%的內量子效率； 在1.38eV至1.03eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.13eV的輻照能量下至少80%的內量子效率；或者 在1.38eV至0.92eV的輻照能量下至少60%的內量子效率，在1.38eV至1.03eV的輻照能量下至少70%的內量子效率；以及在1.38eV至1.08eV的輻照能量下至少80%的內量子效率； 其中在25°C的接面溫度下測量內量子效率。
具有1.18eV至1.24eV的能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出在1.38eV至1.27eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.30eV的輻照能量下至少80%的內量子效率，所述內量子效率在25°C的接面溫度下測量。
具有1.10eV至1.14eV的能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出在1.38eV至1.18eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.30eV的輻照能量下至少80%的內量子效率，所述內量子效率在25°C的接面溫度下測量。
具有1.04eV至1.06eV的能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出在1.38eV至1.10eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.18eV的輻照能量下至少80%的內量子效率，所述內量子效率在25°C的接面溫度下測量。
具有0.94eV至0.98eV的能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出在1.38eV至1.03eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.13eV的輻照能量下至少80%的內量子效率，所述內量子效率在25°C的接面溫度下測量。
具有0.80eV至0.90eV的能隙的Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池表現出在1.38eV至0.92eV的輻照能量下至少60%的內量子效率，在1.38eV至1.03eV的輻照能量下至少70%的內量子效率，以及在1.38eV至1.08eV的輻照能量下至少80%的內量子效率，所述內量子效率在25°C的接面溫度下測量。
Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池在先前段落所列的輻照能量的各個範圍內表現出至少0.55V、至少0.60V或者至少0.65V的Eg/q-Voc。Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池在先前段落所列的輻照能量的各個範圍內表現出0.55V至0.70V的Eg/q-Voc。
Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池的特徵可以在於約1.24eV的能隙、在約1.27eV至約1.38eV的輻照能量下大於70%的內量子效率以及在約1.33eV至約1.38eV的輻照能量下大於80%的內量子效率。
Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池的特徵可以在於約1.14eV的能隙、在約1.24eV至約1.38eV的輻照能量下大於70%的內量子效率以及在約1.30eV至約1.38eV的輻照能量下大於80%的內量子效率。
Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池的特徵可以在於約1.10eV的能隙、在約1.18eV至約1.38eV的輻照能量下大於70%的內量子效率以及在約1.30eV至約1.38eV的輻照能量下大於80%的內量子效率。
Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池的特徵可以在於約1.05eV的能隙、在約1.13eV至約1.38eV的輻照能量下大於70%的內量子效率以及在約1.18eV至約1.38eV的輻照能量下大於80%的內量子效率。
Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池的特徵可以在於約1.00eV的能隙、在約1.08eV至約1.38eV的輻照能量下大於70%的內量子效率以及在約1.13eV至約1.38eV的輻照能量下大於80%的內量子效率。
Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池的特徵可以在於約0.96eV的能隙、在約1.03eV至約1.38eV的輻照能量下大於70%的內量子效率以及在約1.13eV至約1.38eV的輻照能量下大於80%的內量子效率。
Ga1-x Inx Ny As1-y-z Sbz 子電池的特徵可以在於約0.82eV的能隙、在約0.99eV至約1.38eV的輻照能量下大於70%的內量子效率以及在約1.13eV至約1.38eV的輻照能量下大於80%的內量子效率。
本發明的其它方面包括單獨或任意組合的以下方面：
在本發明的方面中，半導體裝置包括：基板，其中所述基板包含GaAs、(Si,Sn)Ge或Si；以及位於所述基板上的成核層，其中所述成核層包含III-V合金，其中第V族元素包含Sb、Bi或其組合。
在本發明的任一前述方面中，基板包含Ga摻雜的Ge。
在本發明的任一前述方面中，III-V合金包含(Al)InGaPSb/Bi。
在本發明的任一前述方面中，成核層與基板晶格匹配。
在本發明的任一前述方面中，成核層是n-摻雜的並且基板是p-摻雜的。
在本發明的任一前述方面中，III-V合金包含0.2%至10%的Sb、Bi或其組合，其中%基於元素含量。
在本發明的任一前述方面中，成核層具有0.01nm至1nm的厚度。
在本發明的任一前述方面中，基板的鄰近成核層10nm至50nm的區域包含Sb或Bi。
在本發明的任一前述方面中，半導體裝置還包含至少一個位於成核層上面的稀釋氮化物半導體層，其中至少一個稀釋氮化物半導體層包含至少一種包含Al、Ga、In或任一前述的組合的第III族元素；以及至少一種包含N、P、As、Sb、Bi或任一前述的組合的第V族元素。
在本發明的任一前述方面中，至少一種稀釋氮化物半導體層包含GaInNAs、GaInNAsSb、GaInNAsBi、GaInNAsSbBi、GaNAs、GaNAsSb、GaNAsBi或GaNAsSbBi。
在本發明的任一前述方面中，半導體裝置包括多接面光伏電池。
在本發明的任一前述方面中，多接面太陽能電池表現出在25°C的接面溫度下用1倍太陽光強AM0標準空間光譜測量的大於30%的效率。
在本發明的任一前述方面中，多接面光伏電池包括至少一個位於成核層上面的稀釋氮化物子電池。
在本發明的任一前述方面中，基板包含Ga摻雜的鍺；成核層包含(Al)InGaPSb、(Al)InGaPBi或(Al)InGaPSbBi；並且至少一個稀釋氮化物子電池包含GaInNAsSb、GaInNAsBi或GaInNAsSbBi。
在本發明的任一前述方面中，半導體裝置還包含位於至少一個稀釋氮化物子電池上面的(Al,In)GaAs子電池；以及位於所述(Al,In)GaAs子電池上面的(Al,In)GaP子電池。
在本發明的任一前述方面中，至少一個稀釋氮化物子電池在800nm至1500nm的波長範圍內表現出大於0.8的歸一化的量子效率。
在本發明的任一前述方面中，多接面太陽能電池包括至少兩個子電池，並且所述至少兩個子電池中的每一個都與基板晶格匹配以及與至少兩個子電池中其餘的每一個子電池晶格匹配。
在本發明的任一前述方面中，半導體裝置包括p-型基板和在成核層與p-型基板之間的界面處的發射極層，其中所述發射極層包含選自P、Sb、Bi或任一前述的組合的第V族元素。
在本發明的任一前述方面中，半導體包含p-型基板，並且p-型摻雜劑進入p-型基板的擴散在從成核層起第一個50nm內是衰減的。
在本發明的任一前述方面中，從與成核層的界面起50nm至200nm內的Ga濃度是恒定的。
在本發明的任一前述方面中，基板包含鍺Ge並且基板在鄰近成核層的區域中包含銻Sb。
在本發明的任一前述方面中，III-V合金包含(Al)InGaPSb/Bi。
在本發明的任一前述方面中，將半導體裝置暴露於600°C至900°C的溫度、持續5秒至5小時。
在本發明的方面中，太陽能電力系統包括至少一個根據本發明的任一前述方面的多接面光伏電池。
在本發明的方面中，製造半導體裝置的方法包括在基板上生長成核層，其中所述成核層包含III-V合金，其中第V族元素包含Sb、Bi或其組合；以及在所述成核層上生長至少一個半導體層。
在本發明的任一前述方面中，基板包含Ge；並且III-V合金包含(Al)InGaPSb/Bi。
在本發明的任一前述方面中，至少一個半導體層包括稀釋氮化物合金。
根據本發明，半導體裝置包括使用根據任一前述方面的方法製造的半導體裝置。
應當注意，存在實施本文所公開的實施方案的可選方法。因此，本文的實施方案被認為是示例性的而非限制性的。此外，申請專利範圍並不局限於本文所給的細節，而是享有它們的全部範圍及其等同物。
無
本領域技術人員應理解，本文所述的附圖僅用於示例目的。圖式並非旨在限制本公開內容的範圍。
圖1是習知技術所公開的裝置結構的示意圖。
圖2和圖3示出根據習知技術製造的裝置的TEM影像和示意圖。
圖4A示出根據習知技術製造的裝置的TEM影像和示意圖。
圖4B示出根據習知技術製造的裝置的XTEM分析。
圖5A是示出在經過熱處理和未經熱處理的情況下具有位於有源p-Ge基板上面的InGaP層的裝置的Jsc、Voc、FF和效率的圖。
圖5B是示出在經過熱處理和未經熱處理的情況下具有InGaP層和各種厚度的位於有源p-Ge基板上面的AlAs成核層的裝置的Jsc、Voc、FF和效率的圖。
圖6示出不含AlAs成核層以及具有不同厚度的AlAs成核層的裝置的依賴於波長的效率。
圖7A示出具有位於p-Ge基板上面的InGaP成核層的裝置結構的TEM影像和示意圖。
圖7B示出具有位於p-Ge基板上面的InGaPSb成核層的裝置結構的TEM影像和示意圖。
圖8至圖10示出在經過熱處理和未經熱處理的情況下，在p-Ge基板以及位於上面的InGaP或InGaPSb成核層內的元素的分佈，如通過二次離子質譜法(SIMS)測定。
圖11是示出在InGaP成核層中含有Sb和不含Sb以及在未經熱處理的情況下，有源p-Ge基板的Jsc、Voc、FF和效率的圖。
圖12是示出在InGaP成核層中含有Sb和不含Sb以及在未經熱處理的情況下，有源p-Ge基板的依賴於波長的效率的圖。
圖13是示出在InGaP成核層中含有Sb和不含Sb的情況下，暴露於熱處理的有源p-Ge基板的Jsc、Voc、FF和效率的圖。
圖14是示出在InGaP層成核層中含有Sb和不含Sb的情況下，暴露於熱處理的有源p-Ge基板的依賴於波長的效率的圖。
圖15是具有InGaP成核層或具有InGaPSb成核層的多接面太陽能電池的示意圖。
圖16示出顯示具有InGaP成核層或具有InGaPSb成核層的四接面(4J)多接面光伏電池的Jsc、Voc、FF和效率的圖。
圖17示出顯示具有InGaP成核層或具有InGaPSb成核層的4J多接面光伏電池的各子電池的Jsc的圖。
圖18示出具有InGaP成核層或具有InGaPSb成核層的4J多接面光伏電池的各子電池的效率。
圖19示出顯示具有InGaP成核層或具有InGaPSb成核層的4J多接面光伏電池的Jsc、Voc、FF和效率的圖。
圖20示出顯示具有InGaP成核層或具有InGaPSb成核層的4J多接面光伏電池的各子電池的Jsc的圖。
圖21示出具有InGaP成核層或具有InGaPSb成核層的4J多接面光伏電池的各子電池的效率。
圖22是示出具有InGaP成核層或具有InGaPSb成核層的4J多接面光伏電池的Jsc、Voc、FF和效率的圖。
圖23示出具有InGaP成核層或InGaPSb成核層的4J多接面太陽能電池的各子電池的Jsc。
圖24示出具有InGaP成核層或InGaPSb成核層的4J多接面太陽能電池的各子電池的依賴於波長的效率。
圖25示出作為具有0.82eV至1.24eV的不同能隙的GaInNAsSb子電池的輻射波長的函數的效率。
圖26概述了4J多接面光伏電池的某些層的組成和功能。

Claims (23)

  1. 一種半導體裝置，包括： 一基板，其中該基板包含GaAs、(Si,Sn)Ge或Si；以及 一位於該基板上面的成核層，其中該成核層包含一III-V族合金，其中該第V族元素包含Sb、Bi或其組合。
  2. 如請求項第1項所述的半導體裝置，其中該基板包含Ga摻雜的Ge。
  3. 如請求項第1項所述的半導體裝置，其中該III-V合金包含(Al)InGaPSb/Bi。
  4. 如請求項第1項所述的半導體裝置，其中該成核層與該基板晶格匹配。
  5. 如請求項第1項所述的半導體裝置，其中該成核層是n-摻雜的並且該基板是p-摻雜的。
  6. 如請求項第1項所述的半導體裝置，其中該III-V合金包含0.2%至10%的Sb、Bi或其組合，其中%基於元素含量。
  7. 如請求項第1項所述的半導體裝置，其中該基板鄰近該成核層10nm至50nm的區域包含Sb或Bi。
  8. 如請求項第1項所述的半導體裝置，更包括至少一個位於該成核層上面的稀釋氮化物半導體層，其中該至少一個稀釋氮化物半導體層包含： 至少一種包含Al、Ga、In或任一前述物質的組合的第III族元素；以及 至少一種包含N、P、As、Sb、Bi或任一前述物質的組合的第V族元素。
  9. 如請求項第8項所述的半導體裝置，其中該至少一個稀釋氮化物半導體層包含GaInNAs、GaInNAsSb、GaInNAsBi、GaInNAsSbBi、GaNAs、GaNAsSb、GaNAsBi或GaNAsSbBi。
  10. 如請求項第1項所述的半導體裝置，其中該半導體裝置包括多接面光伏電池。
  11. 如請求項第10項所述的半導體裝置，其中該多接面太陽能電池表現出在25°C的接面溫度下用1倍太陽光強AM0標準空間光譜測量的大於30%的效率。
  12. 如請求項第11項所述的半導體裝置，其中， 該基板包含一鎵摻雜的鍺； 該成核層包含(Al)InGaPSb、(Al)InGaPBi或(Al)InGaPSbBi；以及 該至少一個稀釋氮化物子電池包含GaInNAsSb、GaInNAsBi或GaInNAsSbBi。
  13. 如請求項第11項所述的半導體裝置，更包括： 位於該至少一個稀釋氮化物子電池上面的(Al,In)GaAs子電池；以及 位於該(Al,In)GaAs子電池上面的一(Al,In)GaP子電池。
  14. 如請求項第1項所述的半導體裝置，包括在該成核層與該基板之間的一界面處的一發射極層，其中， 該基板為一p-型基板；以及 該發射極層包含選自P、Sb、Bi或任一前述物質的組合的第V族元素。
  15. 如請求項第1項所述的半導體裝置，其中， 該基板為一p-型基板；以及 一p-型摻雜劑進入該p-型基板的擴散在從該成核層起第一個50nm內是衰減的。
  16. 如請求項第1項所述的半導體裝置，其中從與該成核層的界面起50nm至200nm的Ga濃度是不變的。
  17. 如請求項第1項所述的半導體裝置，其中， 該基板包含鍺；以及 該基板在鄰近該成核層的區域中包含銻。
  18. 如請求項第1項所述的半導體裝置，其中所述III-V合金包含(Al)InGaPSb/Bi。
  19. 一種太陽能電力系統，包括至少一個請求項第10項所述的多接面光伏電池。
  20. 一種製造半導體裝置的方法，包括： 在一基板上生長一成核層，其中該成核層包含一III-V族合金，其中該第V族元素包含Sb、Bi或其組合；以及 在該成核層上生長至少一個半導體層。
  21. 如請求項第20項所述的方法，其中， 該基板包含Ge；以及 該III-V合金包含(Al)InGaPSb/Bi。
  22. 如請求項第20項所述的方法，其中該至少一個半導體層包含稀釋氮化物合金。
  23. 一種使用請求項第20項所述的方法製造的半導體裝置。
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