(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ｐ型半導体層とｉ型の非晶質シリコン系光電変換層とｎ型半導体層との積層構造を有する非晶質シリコン系薄膜光電変換装置をプラズマＣＶＤ法を利用して製造する方法であって、
前記プラズマＣＶＤ反応室内で成膜中に加熱されるアノード電極に密着して配置された基板の表面と、カソード電極面との距離が５ｍｍ以上１５ｍｍ以下であり、
プラズマＣＶＤ反応室内に導入されるガスの主成分として、シラン系ガスおよびゲルマン系ガスを含む原料ガスと、水素を含む希釈ガスとが用いられ、かつ前記原料ガスに対する前記希釈ガスの流量が３０倍以上５００倍以下であり、
前記カソード電極の単位面積当りの前記原料ガスの流量が０．０５ｓｃｃｍ／ｃｍ2以下であり、
前記プラズマＣＶＤ反応室内の圧力が３Ｔｏｒｒ以上２０Ｔｏｒｒ以下、かつ放電電力密度が１５０ｍＷ／ｃｍ2以下の条件下で、前記ｉ型の非晶質シリコン系光電変換層に含まれる非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を形成することを特徴とする、非晶質シリコン系薄膜光電変換装置の製造方法。
【請求項２】
前記非晶質シリコンゲルマニウム薄膜は、光学的バンドギャップが１．４５ｅＶ以上１．６５ｅＶ以下となるように形成されることを特徴とする、請求項１に記載の非晶質シリコン系薄膜光電変換装置の製造方法。
【請求項３】
非晶質シリコン薄膜を光電変換層に含む１以上の光電変換ユニットと、前記非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を光電変換層に含む１以上の光電変換ユニットとを積層したタンデム型の光電変換装置を形成することを特徴とする、請求項１または２に記載の非晶質シリコン系薄膜光電変換装置の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、非晶質シリコン系薄膜光電変換装置の製造方法に関し、特に非晶質シリコン系薄膜光電変換装置として良好な性能を得るとともに、生産コストおよび効率を改善し得る製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
薄膜光電変換装置の代表的なものとして非晶質シリコン（ａ−Ｓｉ）系太陽電池がある。非晶質光電変換材料は通常２００℃前後の低い成膜温度の下でプラズマＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition）法によって形成されるので、ガラス、ステンレス、有機フィルムなどの安価な基板上に形成することができ、低コストの光電変換装置のための有力材料として期待されている。また、ａ−Ｓｉにおいては可視光領域での吸収係数が大きいので、５００ｎｍ以下の薄い膜厚の非晶質光電変換層を用いた太陽電池において１５ｍＡ／ｃｍ2以上の短絡電流が実現されている。
【０００３】
また、光学的バンドギャップを小さくすることで、長波長側の光感度を向上させる目的でａ−Ｓｉにゲルマニウム（Ｇｅ）を加えた非晶質シリコンゲルマニウム（ａ−ＳｉＧｅ）薄膜も光電変換層に用いられている。
【０００４】
このようなａ−ＳｉＧｅ薄膜の製造方法は、たとえば特開平１０−２４２４９２号公報に開示されている。この公報には、たとえば１００％ＳｉＨ4とＨ2と１０％ＧｅＨ4／Ｈ2との各流量を５、２５０、４ｓｃｃｍとし、反応室内圧力を１５０Ｐａ（約１．１２Ｔｏｒｒ）としてａ−ＳｉＧｅ薄膜を製造する条件が開示されている。
【０００５】
上記公報に開示された比較的高い水素希釈率を用いることにより、膜質の低下を招くＳｉ−Ｈ2結合の少ない高品質なａ−ＳｉＧｅ薄膜を製造することができる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記公報に開示された製造条件では、高品質なａ−ＳｉＧｅ薄膜を得るために水素希釈率を高くしているため、希釈ガスに対する原料ガスの量が少なくなる。加えて、反応室内の圧力が約１Ｔｏｒｒと低いため、反応室内に供給される原料ガスが少なくなり、成膜速度が遅くなるという問題点があった。
【０００７】
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたもので、高品質な膜質を有するａ−ＳｉＧｅ薄膜を速い成膜速度で形成することにより生産のコストおよび効率を改善するとともに良好な性能を有する非晶質シリコン系薄膜光電変換装置の製造方法を提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の非晶質シリコン系薄膜光電変換装置の製造方法は、ｐ型半導体層とｉ型の非晶質シリコン系光電変換層とｎ型半導体層との積層構造を有する非晶質シリコン系薄膜光電変換装置をプラズマＣＶＤ法を利用して製造する方法であって、プラズマＣＶＤ反応室内に導入されるガスの主成分として、シラン系ガスおよびゲルマン系ガスを含む原料ガスと、水素を含む希釈ガスとが用いられ、かつ原料ガスに対する希釈ガスの流量が３０倍以上５００倍以下で、プラズマＣＶＤ反応室内の圧力が３Ｔｏｒｒ以上２０Ｔｏｒｒ以下の条件下で、ｉ型の非晶質シリコン系光電変換層に含まれる非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を形成することを特徴とする。
【０００９】
本発明の製造方法では、原料ガスに対する希釈ガスの流量を従来方法と同等以上に高くしているため、膜質の低下を招くＳｉ−Ｈ2結合の少ない高品質な非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を得ることができ、光導電率および光感度が増大する。これにより、従来方法で作成した光電変換装置（たとえば太陽電池）とほぼ同等以上の性能のものを得ることができる。
【００１０】
またプラズマＣＶＤ反応室内の圧力を従来方法よりも高くしたことにより、反応室内へ原料ガスを多く供給することが可能となり、それにより成膜速度を向上させることができる。
【００１１】
加えて、希釈条件および圧力条件を所定範囲としているため、プラズマを電極間に効率よく閉じ込めることができる。これにより、成膜速度がより向上しシラン系ガスあるいはゲルマン系ガスなどの原料ガスの利用効率も高くなるため、非晶質シリコン系薄膜光電変換装置の製造コストを低下させることができる。
【００１２】
このように上記条件とすることにより、非晶質シリコンゲルマニウム薄膜の成膜速度が速いにもかかわらず、従来方法で作製した太陽電池と同等以上の性能を得ることができる。
【００１３】
なお、原料ガスに対する希釈ガスの流量を３０倍以上５００倍以下としたのは、３０倍未満では非晶質シリコンゲルマニウム薄膜の膜質の低下が懸念され、５００倍を超えると従来例と同様、反応室内の原料ガス量が少なくなることにより成膜速度が遅くなるからである。
【００１４】
また反応室内の圧力を３Ｔｏｒｒ以上２０Ｔｏｒｒ以下としたのは、３Ｔｏｒｒ未満では反応室内の原料ガス量が少なくなることで成膜速度が遅くなり、２０Ｔｏｒｒを超えると反応室内にパウダー状の生成物やダストなどが大量に発生するからである。
【００１５】
本発明の製造方法においては、プラズマＣＶＤ反応室内で成膜中に加熱されるアノード電極に密着して配置された基板の表面と、カソード電極面との距離(以下、電極間距離と称する）が５ｍｍ以上１５ｍｍ以下である。
【００１６】
電極間距離を５ｍｍ以上１５ｍｍ以下としたのは、５ｍｍ未満ではプラズマ放電が困難になるとともに電極間距離を電極面内で均一にすることが困難となるため成膜が面内で不均一となり、１５ｍｍを超えると放電を維持することができなくなるからである。これにより、放電を維持するとともに成膜を均一に行なうことができる。
【００１７】
本発明の製造方法においては、カソード電極の単位面積当りの原料ガスの流量が０．０５ｓｃｃｍ／ｃｍ2以下である。
【００１８】
原料ガスの流量をこの範囲内に抑えることにより、原料ガスの利用効率を高めることができる。
【００１９】
本発明の製造方法においては、放電電力密度を１５０ｍＷ／ｃｍ2以下として非晶質シリコンゲルマニウム薄膜が形成される。
【００２０】
放電電力密度を上げることにより、反応室内の圧力が低くとも成膜速度を向上させることができるが、成膜される非晶質シリコンゲルマニウム薄膜に欠陥などが生じるため高品質の膜が得られない。このため、放電電力密度を１５０ｍＷ／ｃｍ2以下として、欠陥の発生が防止されている。
【００２１】
本発明の製造方法において好ましくは、非晶質シリコンゲルマニウム薄膜は、光学的バンドギャップが１．４５ｅＶ以上１．６５ｅＶ以下となるように形成される。
【００２２】
本発明の製造方法は、このように比較的小さい光学的バンドギャップを有する非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を製造するのに好適である。
【００２３】
本発明の製造方法において好ましくは、非晶質シリコン薄膜を光電変換層に含む１以上の光電変換ユニットと、非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を光電変換層に含む１以上の光電変換ユニットとを積層したタンデム型の光電変換装置が形成される。
【００２４】
本発明の製造方法により得られる非晶質シリコンゲルマニウム薄膜では光学的バンドギャップが小さく長波長側の光感度が高い。このため、この非晶質シリコンゲルマニウム薄膜を光電変換層に含む光電変換ユニットを、タンデム型光電変換装置の後方ユニットとして用いることで、高性能なタンデム型光電変換装置を製造することができる。
【００２５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について図に基づいて説明する。
【００２６】
（実施の形態１）
図１は、本発明の実施の形態１により製造されるａ−Ｓｉ系薄膜光電変換装置の構成を概略的に示す断面図である。
【００２７】
図１を参照して、たとえばガラスよりなる透明の基板１上に、透明導電膜２が成膜される。透明導電膜２は、たとえばＳｎＯ2よりなるが、これ以外にＩＴＯやＺｎＯなどの透明導電性酸化膜より形成されてもよい。
【００２８】
透明導電膜２上に、ｐ型半導体層１１１とｉ型非晶質光電変換層１１２とｎ型半導体層１１３とがプラズマＣＶＤ法により順次形成される。これにより、非晶質型光電変換ユニット１１が形成される。
【００２９】
ｉ型非晶質光電変換層１１２は、ａ−ＳｉＧｅ薄膜からなるか、またはａ−ＳｉＧｅ薄膜を含んでいる。このａ−ＳｉＧｅ薄膜は、以下の条件で成膜される。
【００３０】
プラズマＣＶＤ反応室内に導入されるガスの主成分として、シラン系ガスおよびゲルマン系ガスを含む原料ガスと、水素を含む希釈ガスとが用いられ、かつ原料ガスに対する希釈ガスの流量が３０倍以上５００倍以下で、プラズマＣＶＤ反応室内の圧力が３Ｔｏｒｒ以上２０Ｔｏｒｒ以下とされる。
【００３１】
またプラズマＣＶＤ反応室内で成膜中に加熱されるアノード電極に密着して配置された基板の表面とカソード電極面との距離は５ｍｍ以上１５ｍｍ以下であることが好ましい。
【００３２】
この電極間距離が５ｍｍ未満ではプラズマ放電が困難になるとともに、電極間距離を電極面内で均一にすることが困難となるため成膜が面内で不均一となり、電極間距離が１５ｍｍを超えると放電を維持することができなくなるからである。
【００３３】
またカソード電極の単位面積当りの原料ガスの流量は０．０５ｓｃｃｍ／ｃｍ2以下であることが好ましい。原料ガス流量をこの範囲内に抑えることで、原料ガスの利用効率を高めることができ、成膜速度を向上することが可能となるからである。
【００３４】
また放電電力密度が１５０ｍＷ／ｃｍ2以下であることが好ましい。これにより、ａ−ＳｉＧｅ薄膜に欠陥などが生じることを防止でき、高品質なａ−ＳｉＧｅ薄膜を得ることができるからである。
【００３５】
ｐ型半導体層１１１としては、たとえば導電型決定不純物原子であるボロン（Ｂ）が０．０１原子％以上ドープされたｐ型ａ−Ｓｉ薄膜などが用いられ得る。しかし、ｐ型半導体層１１１についてのこれらの条件は限定的なものではなく、不純物原子としてはたとえばアルミニウム（Ａｌ）などでもよく、また非晶質シリコンカーバイド（ａ−ＳｉＣ）やａ−ＳｉＧｅなどの合金材料の薄膜が用いられてもよい。
【００３６】
またｎ型半導体層１１３としては、たとえば導電型決定不純物原子であるリン（Ｐ）が０．０１原子％以上ドープされたｎ型ａ−Ｓｉ薄膜などが用いられ得る。しかし、ｎ型半導体層１１３についてのこれらの条件も限定的なものではなく、不純物原子としてはたとえばヒ素（Ａｓ）、アンチモン（Ｓｂ）などでもよく、ａ−ＳｉＣやａ−ＳｉＧｅなどの合金材料の薄膜が用いられてもよい。
【００３７】
非晶質型光電変換ユニット１１上には、たとえばＺｎＯからなる導電膜１２１と、たとえばＡｇよりなる金属薄膜１２２とが形成される。これらの薄膜１２１、１２２によって裏面電極部１２が構成されることで、図１に示された光電変換装置が完成する。
【００３８】
本実施の形態では、水素希釈率を従来方法と同等以上に高くしているため、膜質の低下を招くＳｉ−Ｈ2結合の少ない高品質なａ−ＳｉＧｅ膜を得ることができる。このため、光導電率および光感度が増大し、従来方法で作製した光電変換装置（たとえば太陽電池）と同等以上の性能のものを得ることができる。
【００３９】
また反応室内の圧力を従来方法よりも高くしているため、反応室内に多くの原料ガスを供給でき、それにより成膜速度を向上させることができる。
【００４０】
また水素希釈条件および圧力条件を所定範囲内としているため、プラズマを電極間に効率よく閉じ込めることができる。これにより、成膜速度が向上しシラン系ガスあるいはゲルマン系ガスなどの原料ガスの利用効率が高くなるため、ａ−Ｓｉ系光電変換装置の製造コストを低下させることができる。
【００４１】
本実施の形態において原料ガスに対する希釈ガスの流量を３０倍以上５００倍以下としたのは、３０倍未満では反応室内に供給される原料ガスの量が少なくなるため高品質なａ−ＳｉＧｅ薄膜が得られないおそれがあるからであり、５００倍を超えると反応室内の原料ガス量が少なくなることで成膜速度が遅くなるからである。
【００４２】
また反応室内の圧力を３Ｔｏｒｒ以上２０Ｔｏｒｒ以下としたのは、３Ｔｏｒｒ未満では反応室内の原料ガス量が少なくなるため成膜速度が遅くなり、２０Ｔｏｒｒを超えると反応室内にパウダー状の生成物やダストなどが大量に発生するからである。
【００４３】
（実施の形態２）
図２は、本発明の実施の形態２により製造されるタンデム型シリコン系薄膜光電変換装置の構成を概略的に示す断面図である。
【００４４】
図２を参照して、タンデム型光電変換装置は、基板１上に透明導電膜２を介してａ−Ｓｉ光電変換ユニット２１とａ−ＳｉＧｅ光電変換ユニット２２とを有し、さらにその上に裏面電極部２３となる導電膜２３１と金属薄膜２３２とを有している。
【００４５】
ａ−Ｓｉ光電変換ユニット２１は、光入射側に配置された前方ユニットであり、ｐ型半導体層２１１と、ｉ型非晶質光電変換層２１２と、ｎ型半導体層２１３とを有している。一方、ａ−ＳｉＧｅ電変換ユニット２２は、後方ユニットであり、図１に示す非晶質型光電変換ユニット１１と同様の方法により形成されるｐ型半導体層２２１と、ｉ型非晶質光電変換層２２２と、ｎ型半導体層２２３とを有している。
【００４６】
なお、これ以外の構成については、上述した図１に示す構成とほぼ同じであるため、その説明については省略する。
【００４７】
本実施の形態では、タンデム型としたことにより、幅広い波長領域にわたる光を複数の光電変換ユニットに分担して吸収させることができるため広い波長範囲の光の有効利用が図れる、高い開放端電圧が得られる、光劣化現象による光電変換特性の低下率をある程度抑制できるなどの利点が得られる。
【００４８】
【実施例】
以下、本発明の実施例について説明する。
【００４９】
（実施例１）
図１に示す構成のａ−ＳｉＧｅ太陽電池を作製した。基板１にはガラスを用い、透明導電膜２にはＳｎＯ2を用いた。この上に、ボロンドープのｐ型ａ−ＳｉＣ層１１１を１０ｎｍ、ノンドープのａ−ＳｉＧｅ光電変換層１１２を１５０ｎｍ、リンドープのｎ型ａ−Ｓｉ層１１３を２０ｎｍの膜厚で、それぞれＲＦプラズマＣＶＤ法により成膜した。これにより、ｐ−ｉ−ｎ接合のａ−Ｓｉ光電変換ユニット１１を形成した。さらに、裏面電極部１２として、ＺｎＯ膜１２１を８０ｎｍ、Ａｇ膜１２２を３００ｎｍの膜厚で、それぞれスパッタ法により形成した。
【００５０】
ａ−ＳｉＧｅ光電変換層１１２は、平行平板型プラズマＣＶＤ法で堆積した。その成膜時には、原料ガスとしてＳｉＨ4とＧｅＨ4とを用い、希釈ガスとしてＨ2を用い、これらの流量比を１０：３：５００とした（原料ガスに対して希釈ガスの流量は３８倍）。またこれ以外の成膜条件については、下地温度を１８０℃、反応室内圧力を５．０Ｔｏｒｒ、電極間距離を１２ｍｍ、単位電極面積当りの原料ガス流量（ＳｉＨ4とＧｅＨ4との合計）を０．０１１ｓｃｃｍ／ｃｍ2、放電電力密度を３３ｍＷ／ｃｍ2とした。この条件での成膜速度は７．２ｎｍ／分であり、ａ−ＳｉＧｅの光学的バンドギャップは１．４５ｅＶであった。
【００５１】
このａ−ＳｉＧｅ太陽電池に入射光３としてＡＭ１．５、１００ｍＷ／ｃｍ2光量を用いたときの光電変換効率は９．７％であった。また、この太陽電池に長時間（５５０時間）連続してＡＭ１．５、１００ｍＷ／ｃｍ2光量の光を照射した後の安定化効率は８．６％であった。
【００５２】
（比較例１）
同じく図１に示す構成のａ−ＳｉＧｅ太陽電池を作製した。ａ−ＳｉＧｅ光電変換層１１２の成膜条件以外は実施例１と全く同じとした。
【００５３】
ａ−ＳｉＧｅ光電変換層１１２は、平行平板型プラズマＣＶＤ法で堆積した。その成膜時には、原料ガスとしてＳｉＨ4とＧｅＨ4とを用い、希釈ガスとしてＨ2を用い、これらの流量比を１０：３：２５０とした（原料ガスに対する希釈ガスの流量は１９倍）。またこれ以外の成膜条件については、下地温度を１８０℃、反応室内圧力を０．５Ｔｏｒｒ、電極間距離を２０ｍｍ、単位電極面積当りの原料ガス流量（ＳｉＨ4とＧｅＨ4との合計）を０．０１１ｓｃｃｍ／ｃｍ2、放電電力密度を８ｍＷ／ｃｍ2とした。この条件での成膜速度は１．２ｎｍ／分、ａ−ＳｉＧｅの光学的バンドギャップは１．４６ｅＶであった。
【００５４】
このａ−ＳｉＧｅ太陽電池に入射光３としてＡＭ１．５、１００ｍＷ／ｃｍ2光量を用いたときの光電変換効率は９．４％であった。また、この太陽電池に長時間（５５０時間）連続してＡＭ１．５、１００ｍＷ／ｃｍ2光量の光を照射した後の安定化効率は８．１％であった。ただし、実施例１と比べてａ−ＳｉＧｅの成膜時間は６倍も要した。
【００５５】
（比較例２）
同じく図１に示す構成のａ−ＳｉＧｅ太陽電池を作製した。ａ−ＳｉＧｅ光電変換層１１２の成膜条件以外は実施例１と全く同じとした。
【００５６】
ａ−ＳｉＧｅ光電変換層１１２は、平行平板型プラズマＣＶＤ法で堆積した。その成膜時には、原料ガスとしてＳｉＨ4とＧｅＨ4とを用い、希釈ガスとしてＨ2を用い、これらの流量比を１０：３：１３とした（原料ガスに対する希釈ガスの流量は１倍）。これ以外の成膜条件については、下地温度を１８０℃、反応室内圧力を０．５Ｔｏｒｒ、電極間距離を２０ｍｍ、単位電極面積当りの原料ガス流量（ＳｉＨ4とＧｅＨ4との合計）を０．０６５ｓｃｃｍ／ｃｍ2、放電電力密度を２５ｍＷ／ｃｍ2とした。この条件での成膜速度は７．０ｎｍ／分、ａ−ＳｉＧｅの光学的バンドギャップは１．４３ｅＶであった。
【００５７】
このａ−ＳｉＧｅ太陽電池に入射光３としてＡＭ１．５、１００ｍＷ／ｃｍ2光量を用いたときの光電変換効率は６．３％であった。また、この太陽電池に長時間（５５０時間）連続してＡＭ１．５、１００ｍＷ／ｃｍ2光量の光を照射した後の安定化効率は４．６％であった。またａ−ＳｉＧｅの成膜時間については実施例１とあまり差はないが、太陽電池の特性は実施例１と比べて著しく悪かった。
【００５８】
（実施例２）
図２に示す構成のタンデム型太陽電池を作製した。その作製においては、ａ−Ｓｉ太陽電池ユニット２１（ｐ型半導体層２１１、ｉ型光電変換層２１２、およびｎ型半導体層２１３からなる）とａ−ＳｉＧｅ太陽電池ユニット２２（ｐ型半導体層２２１、ｉ型光電変換層２２２、およびｎ型半導体層２２３からなる）とをそれぞれプラズマＣＶＤ法により積層した。さらに、ａ−ＳｉＧｅ太陽電池ユニット２２上に膜厚９０ｎｍのＺｎＯ膜２３１とＡｇ膜２３２とからなる裏面電極部２３をスパッタ法で形成した。
【００５９】
ａ−Ｓｉ太陽電池ユニット２１のｉ型光電変換層２１２の膜厚を１６０ｎｍとし、ａ−ＳｉＧｅ太陽電池ユニット２２のｉ型光電変換層２２２はａ−ＳｉＧｅ薄膜とし、実施例１と全く同じ条件で形成し、その膜厚を１５０ｎｍとした。
【００６０】
このタンデム型太陽電池に入射光３としてＡＭ１．５、１００ｍＷ／ｃｍ2光量を用いたときの光電変換効率は１１．６％であった。また、この太陽電池に長時間（５５０時間）連続してＡＭ１．５、１００ｍＷ／ｃｍ2光量の光を照射した後の安定化効率は９．２％であった。
【００６１】
【発明の効果】
本発明の非晶質シリコン系薄膜光電変換装置の製造方法では、原料ガスに対する希釈ガスの流量を比較的高くしているため、膜質の低下を招くＳｉ−Ｈ2結合の少ない高品質な非晶質シリコンゲルマニウム膜を得ることができ、光導電率および光感度が増大する。これにより、従来方法で作成した光電変換装置（たとえば太陽電池）とほぼ同性能のものを得ることができる。
【００６２】
またプラズマＣＶＤ反応室内の圧力を従来例よりも高くしたことにより、反応室内へ原料ガスを多く供給することが可能となり、それにより成膜速度を向上させることができる。
【００６３】
加えて、希釈条件および圧力条件を所定範囲としているため、プラズマを電極間に効率よく閉じ込めることができる。これにより、成膜速度がより向上しシラン系ガスあるいはゲルマン系ガスなどの原料ガスの利用効率も高くなるため、非晶質シリコン系薄膜光電変換装置の製造コストを低下させることができる。
【００６４】
このように上記条件とすることにより、非晶質シリコンゲルマニウム膜の成膜速度が速いにもかかわらず、従来方法で作製した太陽電池と同等以上の性能を得ることができる。
【００６５】
なお、原料ガスに対する希釈ガスの流量を３０倍以上５００倍以下としたのは、３０倍未満では非晶質シリコンゲルマニウム層の膜質の低下が懸念され、５００倍を超えると従来例と同様、反応室内の原料ガス量が少なくなることにより成膜速度が遅くなるからである。
【００６６】
また反応室内の圧力を３Ｔｏｒｒ以上２０Ｔｏｒｒ以下としたのは、３Ｔｏｒｒ未満では反応室内の原料ガス量が少なくなることで成膜速度が遅くなり、２０Ｔｏｒｒを超えると反応室内にパウダー状の生成物やダストなどが大量に発生するからである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施の形態１における方法で製造された非晶質シリコン系薄膜光電変換装置の構成を概略的に示す断面図である。
【図２】本発明の実施の形態２における方法で製造されたタンデム型シリコン系薄膜光電変換装置の構成を概略的に示す断面図である。
【符号の説明】
１  基板
２  透明導電膜
１１  非晶質型光電変換ユニット
２１  非晶質シリコン光電変換ユニット
２２  非晶質シリコンゲルマニウム光電変換ユニット
１１１、２１１、２２１  ｐ型半導体層
１１３、２１３、２２３  ｎ型半導体層
１１２、２１２、２２２  ｉ型非晶質光電変換層
１２、２３  裏面電極部
１２１、２３１  導電膜
１２２、２３２  金属薄膜
【図１】
0004652498.tif 000002
【図２】
0004652498.tif 000003