(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ホウ素をドープしたＢドープｐ型結晶シリコン基板を用いて構成される光電変換装置の製造方法であって、前記Ｂドープｐ型結晶シリコン基板の光入射面側に第１のｎ型領域を形成する工程と、この光入射面側と反対側の面に第２のｎ型領域を形成する工程と、前記第１のｎ型領域と前記第２のｎ型領域とを加熱する工程と、を含み、前記第２のｎ型領域の厚さは、前記第１のｎ型領域の厚さよりも大きくなるように形成する光電変換装置の製造方法。
【請求項２】
前記光電変換装置は、光活性領域であるバルク基板領域部分と、このバルク基板領域以外の部分とからなり、前記バルク基板領域部分を単独で取り出して、少数キャリア拡散長を光入射面側から測定したときに、以下の条件を満たすことを特徴とする請求項１に記載の光電変換装置の製造方法。
０．５＜（Ｌ１／Ｌｐｅａｋ）
Ｌ１；前記バルク基板領域部分の光入射面側の任意の位置における少数キャリア拡散長、Ｌｐｅａｋ；前記バルク基板領域部分の光入射面側の少数キャリア拡散長を全面にわたって測定して全データを１０μｍの区間単位でヒストグラムとしたときに、このヒストグラムの高拡散長側の最大ピークが存在する区間の中心値
【請求項３】
前記光電変換装置は、ホウ素をドープしたＢドープｐ型結晶シリコン基板を用いて構成された光電変換装置であって、光活性領域であるバルク基板領域部分と、このバルク基板領域以外の部分とからなり、前記バルク基板領域部分を単独で取り出したときに、このバルク基板領域部分の光入射面側に光を照射して光解離させる前の少数キャリア拡散長Ｌｂｆと光解離させた後の拡散長Ｌａｆについて、Ｌｂｆ≦Ｌａｆである領域が、前記バルク基板領域部分の光入射面側の全面積に対して８５％以上の割合を占めることを特徴とする請求項１に記載の光電変換装置の製造方法。
【請求項４】
前記Ｂドープｐ型結晶シリコン基板は、多結晶シリコン基板であることを特徴とする請求項１に記載の光電変換装置の製造方法。
【請求項５】
前記Ｂドープｐ型結晶シリコン基板は、鋳型を用いたキャスト法を用いて鋳造されたシリコンインゴットから切り出された多結晶シリコン基板であって、前記多結晶シリコン基板は、その表面の端部領域に、一方向に向かって細長く成長した柱状晶群および／または前記端部領域以外の表面領域の結晶に比べてサイズの大きい結晶群が含まれることを特徴とする請求項４に記載の光電変換装置の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、太陽電池に代表される光電変換装置に関し、製造中に混入する不純物の影響を低減してその特性を改善した光電変換装置の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
現在、太陽電池の市場を占める主流製品は多結晶シリコン基板を用いたバルク型光電変換装置である。多結晶シリコン基板はキャスト法によって作られるのが一般的であるが、キャスト法で鋳造される多結晶シリコンから切り出される多結晶シリコン基板中には多くの金属元素が含まれている。金属元素、特に遷移金属元素は太陽電池特性を低下させる代表的因子であり、この影響を低減することが高効率化には不可欠である。
【０００３】
鋳造後、セル化前のシリコン基板中の典型的な遷移金属不純物であるＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉ等の不純物濃度としては、後述する理由によって基板位置によって異なる値を示すが、例えば原子吸光法、ＩＣＰ−ＭＡＳＳ法、放射化分析法等によるトータル元素濃度を測定した場合、およそ１Ｅ１１〜１Ｅ１３／ｃｍ３程度である。なお、後述する極端に低品質な基板端部領域では１Ｅ１４／ｃｍ３前後となる場合もまれではない。この値は、後述する関係式(1)および(2)によれば、捕獲断面積として３Ｅ−１４ｃｍ２を仮定した場合、少数キャリアライフタイムτで３３〜０．３３μｓｅｃ程度、少数キャリア拡散長Ｌで３２０〜３２μｍ程度の（電気的）品質に相当する。また、この値は、現行の太陽電池構造・工程（自社条件）を前提にすれば、およそ１２〜１６％の素子効率に相当する。つまり、基板品質が基板面内において上記品質値範囲で分布している場合、その分布の程度によって１２〜１６％の素子効率が得られることになる。
【０００４】
ところで、キャスト法での金属元素の混入起源としては、大別して２つある。ひとつ（混入起源１）は、鋳造に使われるシリコン原料自身に含まれる金属不純物、および鋳造時に用いられる部材（鋳型、離型材、坩堝、ヒーター、等）に含まれる金属不純物が起源となるものである。これらは鋳造時のシリコン融液中に含まれ、凝固の際にそれぞれの元素の偏析係数に応じてインゴットシリコン結晶中に取り込まれる。ここで、遷移金属元素の偏析係数はおよそ１Ｅ−５程度であるから、融液中に取り込まれた遷移金属不純物は、約１０万個に１個の割合で結晶シリコン中に取り込まれる。
【０００５】
混入起源１の金属元素は、偏析現象で結晶シリコン中に取り込まれるので、凝固時の固液界面に沿ってほぼ均一濃度で分布し、凝固方向に沿っては凝固後期、すなわち固化率の高い位置ほど、高い濃度になるように分布する。このため、鋳造インゴットを凝固方向に対して垂直にスライスして基板を切り出せば、混入起源１の不純物は基板面全域にわたって（後述する混入起源２による不純物濃度分布に比べれば）ほぼ均一に分布することになる。
【０００６】
混入起源のいまひとつ（混入起源２）は、固化した後、室温にまで冷却されるまでの間の高温履歴中に、インゴットが接する鋳型（離型材等）からインゴット内部に向かって不純物が熱拡散するものである。不純物拡散量は、インゴットが接する部材およびその部材中の不純物濃度、そして熱拡散が有効に生じる高温度域に曝されている間の履歴温度と履歴時間によって決まる。例えば、インゴットに接する離型材中のＦｅ濃度は、通常、１０ｐｐｍ前後であるが（離型材中のＦｅ濃度は、離型材の原料粉体の不純物濃度と、離型材の作製工程（例えば原料粉対の撹拌工程）での金属汚染による）、履歴温度１４００〜１０００℃、履歴時間７ｈｒ程度の場合、鋳型／インゴット接触界面からインゴット内部へ１０〜２０ｍｍ程度の深さまで約１Ｅ１３〜１Ｅ１５／ｃｍ３程度の高濃度でＦｅが拡散分布する。つまり離型材に接するインゴット底部と側部の結晶シリコンは、非常に低品質となる。このため、インゴット底部領域起源の基板品質およびインゴット側部に対応した基板端部の品質が特に悪くなる。
【０００７】
さて、遷移金属元素のうち、特にホウ素（Ｂ）をドープしたｐ型結晶シリコン中のＦｅについては、格子間位置状態で存在するものの濃度を熱処理（基板全面で一括して光照射する場合には、例えば２１０℃×３分→急冷）による拡散長Ｌ（具体的には、例えばＳＰＶ法で評価する）の低減量から見積もられることが知られている（非特許文献１）。また同様に、光照射処理（代表的にはハロゲンランプ光を用いて光照射強度約２０Ｗ／ｃｍ２×１〜３分程度）によっても同様な見積もりが可能であることも周知である。これらは、以下の解離反応（熱解離あるいは光解離）を利用したものである。
【０００８】
ＦｅＢペア＋熱または光  →  Ｆｅ＿ｉ（格子間位置）＋  Ｂ（ホウ素）
解離反応前拡散長（Ｌｂｆ）  ≧  解離反応後拡散長（Ｌａｆ）
［ＦｅＢ］＝Ａ×｛（１／Ｌａｆ）２−（１／Ｌｂｆ）２｝・・・式［Ａ］
［ＦｅＢ］：／ｃｍ３単位
Ａ≒１Ｅ１６
Ｌｂｆ：解離前の拡散長、μｍ単位
Ｌａｆ：解離後の拡散長、μｍ単位
詳細は前記文献に譲るが、基本原理は、ＦｅＢ（格子間位置状態にあるＦｅがドープ元素であるＢとペアリングしたもの）よりもＦｅ＿ｉ（Ｂとはペアリングしないで格子間位置状態にあるＦｅ）の方が、リニアＳＰＶ法に代表される通常のＳＰＶ装置での光照射強度条件（１Ｅ１２〜１Ｅ１４フォトン／ｃｍ３・ｓｅｃ程度）においては、キャリア再結合能力が大きいので（ＦｅＢの欠陥準位位置はＥｖ＋０．１ｅＶ、Ｆｅ＿ｉのそれはＥｖ＋０．３９ｅＶで、後者の方がより深いエネルギー位置に欠陥準位を形成する）、強制的に熱解離あるいは光解離させた状態の方が拡散長Ｌは低減し、この解離前後での拡散長変化量から解離する前の元々のＦｅＢペア濃度を見積もるものである。
【０００９】
なお、室温で充分長い時間放置すれば、格子間位置にあるＦｅは、ほぼ１００％がＢとのペアリング状態（ＦｅＢ状態）で存在していると考えてよい。その理由は、通常の太陽電池用ｐ型結晶シリコン基板中にはＢが１Ｅ１６／ｃｍ３前後含まれており、この濃度は、Ｆｅに対して充分大きいためである。
【００１０】
なお、熱解離法ではＦｅＢペアのみならずＣｒＢペアも解離するのに対して、光解離法ではＦｅＢペアは解離するがＣｒＢペアは解離しないことが知られている。またＦｅＢペアが解離すると前記したように拡散長を低下させるのに対して、ＣｒＢペアが解離するとＦｅＢペア解離とは逆に拡散長は増長することが知られている。つまり、ＣｒＢペア解離による拡散長増長影響をあらかじめ排除してＦｅＢペア濃度を求める場合には、光解離法を用いることが望ましい。そこで、以下、Ｆｅ濃度に言及する場合のＦｅＢペア解離方法は光解離法を前提にすることとする。
【００１１】
通常、キャスト法による多結晶シリコン基板では（セル化前状態にて）、上記ＳＰＶ法を用いたＦｅＢペア濃度は、使用するシリコン原料や鋳造部材の品質にもよるが、混入起源２に起因したインゴット底部基板や低品質基板端部を除いた基板中央部で、１Ｅ１１〜１Ｅ１２／ｃｍ３程度である。
【００１２】
なお、ＳＰＶ法によるＦｅＢペア濃度は、先に記した原子吸光法、ＩＣＰ−ＭＡＳＳ法、放射化分析法等によるトータル元素濃度よりも小さな値となるのが通常である。この差の理由としては、Ｆｅが局所的に偏在している場合、すなわち転位や粒界に偏析・析出している場合や、ＦｅＢ以外の状態で存在している場合、すなわちシリサイドや酸化物等の状態で析出している場合等が考えられる。
【００１３】
金属不純物元素の悪影響を低減するには、金属不純物の混入源そのものからの汚染を低減することがまず第一に重要であるが、これは必ずしも容易ではない。その理由としては、原料や部材の大幅な高純度化はコストアップにつながり、また技術的にも必ずしも容易ではなく、さらには工程上のある程度の不純物混入は避けられないからである。そこで、ある程度の金属不純物の混入は不可避として、混入した金属元素の影響をその後の工程でできるだけ低減することが重要となり、これについて、既にいくつかの技術が開発されている。
【００１４】
その代表的な技術としては、ゲッタリングとパッシベーションが広く知られている。
【００１５】
まず、ゲッタリングは、不純物元素をデバイス領域（太陽電池の場合は主に光活性領域と接合領域）からそれ以外の領域へ移動・固定させる技術であり、代表的なものとして、Ｐ拡散による金属元素のゲッタリング効果がよく知られている。本発明の対象である光電変換装置においても、Ｐを熱拡散してｐｎ接合を形成する際に、同時にＰゲッタリング効果を働かせて特性向上を図っているのは周知である。
【００１６】
また、パッシベーションは、不純物元素の電気的活性度（キャリア再結合能力）を低減する技術（不純物が作る深いレベルの欠陥準位を、浅いレベル、あるいはバンドギャップ中以外のレベルに移動させる技術）であり、代表的なものとして、水素によるパッシベーション効果（欠陥準位の水素終端効果）がよく知られている。本発明の対象である光電変換装置においても、プラズマＣＶＤ法によるＳｉＮ反射防止膜形成時に生じる活性水素、あるいはＳｉＮ製膜後の例えば電極形成（電極焼成）時等の高温処理の際にＳｉＮ膜中の水素がシリコン基板中に拡散することによって実現される水素パッシベーション効果は周知である。
【００１７】
ここで以下の説明のために、基板品質と太陽電池特性の関係について、ｐ型シリコン基板にｎ型不純物を熱拡散してｐｎ接合を形成した太陽電池（特性を決める光活性領域であるｐ型バルク結晶領域の少数キャリアは電子）を例にとって諸物理量間の関係を示しておく。
【００１８】
τ＝１／（Ｎｒ・σ・ｖｔｈ）  ・・・・・(1)
Ｌ＝（Ｄ・τ）＾（１／２）  ・・・・・(2)
Ｊｐｈ≒ｑ∫｛Ｇｐｈ（ｚ）・ｅｘｐ（−ｚ／Ｌ）｝ｄｚ  ・・・・・(3)
Ｊｓｃ≒Ｊｐｈ  ・・・・・(4)
Ｊｄ０＝ｑ∫｛Ｇｔｈ（ｚ）・ｅｘｐ（−ｚ／Ｌ）｝ｄｚ  ・・・・・(5)
Ｊｓｈ（Ｖ）＝Ｖ／Ｒｓｈ  ・・・・・(6)
Ｊｄ（Ｖ）＝Ｊｄ０・｛ｅｘｐ（ｑＶ／ｎｋＴ）−１｝  ＋  Ｊｓｈ（Ｖ）  ・・・・・(7)
ｑ：電子素電荷  ：  １．６Ｅ−１９Ｃ
ｎ：ダイオード因子  ：  ｐ型バルク領域起源の暗電流成分に対する値は、１．０〜１．１程度の範囲となる
ｋ：ボルツマン定数  ：  １．３８Ｅ−２３Ｊ／Ｋ
Ｔ：絶対温度  ：  室温にて２９８Ｋ
τ：基板品質である少数キャリアライフタイム
Ｌ：基板品質である少数キャリア拡散長
σ：少数キャリアの捕獲断面積
・・・ＦｅＢではσ≒３Ｅ−１４ｃｍ２
・・・Ｆｅ＿ｉではσ≒５Ｅ−１４ｃｍ２（いずれも電子が少数キャリアの場合）
ｖｔｈ：少数キャリアの熱運動速度
・・・約１Ｅ７ｃｍ／ｓｅｃ
Ｄ：少数キャリアの拡散定数
・・・Ｂドープ濃度１Ｅ１６／ｃｍ３前後の領域（電子移動度約１２００ｃｍ２／Ｖ・ｓ）にて電子について約３１ｃｍ２／Ｖ・ｓ
Ｎｒ：再結合中心密度
・・・深い準位を形成する欠陥密度Ｎｄとほぼ同量と考えてよい。またＮｄは遷移金属元素濃度と等しいと考えてよい。
【００１９】
Ｇｐｈ（ｚ）：基板厚方向をｚ軸（基板表面をｚ＝０とする）としたときの光励起キャリアの生成速度
Ｇｔｈ（ｚ）：前記ｚ軸に対する熱励起キャリアの生成速度
Ｊｐｈ：光電流密度
Ｊｓｃ：短絡電流密度
Ｊｄ０：ダイオード電流の飽和暗電流密度
Ｊｓｈ：シャント電流密度（リーク電流密度）
Ｊｄ：暗電流密度（ダイオード電流密度＋シャント電流密度）
Ｖ：バイアス電圧
Ｖｏｃ：開放電圧
なお、(3)は充分に裏面パッシベーションがなされている場合にほぼ成立し、ＢＳＦ（Ｂａｃｋ  Ｓｕｒｆａｃｅ  Ｆｉｅｌｄ）構造を取り込んでいる現行の高効率バルクシリコン太陽電池ではこれが成立していると考えてよい。また、ダイオード電流成分としては(5)に相当するｐベース起源のものの他に、ｎ層表面起源のもの、ｎ層起源のもの、接合部起源のもの、ｐ＋層（ＢＳＦ層）起源のもの、ｐ＋層裏面起源のもの、等があるが、現行多結晶Ｓｉ太陽電池では主成分はｐベース起源のものなので、ここでは飽和暗電流密度として(5)のみを考えることとする。
【００２０】
ここで、開放状態（Ｖ＝Ｖｏｃ）では以下のつりあいが成立している。
【００２１】
Ｊｐｈ＝Ｊｄ（Ｖｏｃ）＋Ｊｓｈ（Ｖｏｃ）  ・・・・(8)
これより以下が導かれる。
【００２２】
Ｖｏｃ＝（ｎｋＴ／ｑ）・ｌｎ｛（Ｊｐｈ−Ｊｓｈ（Ｖｏｃ））／Ｊｄ０＋１｝  ・・・・・(9)
また太陽電池特性（効率）には、上記ＪｓｃとＶｏｃの他に曲線因子ＦＦが影響する。
【００２３】
効率η＝Ｊｓｃ×Ｖｏｃ×ＦＦ／太陽光照射密度  ・・・・・(10)
ここで太陽光照射密度の基準値は、ＡＭ１．５条件にて１００ｍＷ／ｃｍ２である。
【特許文献１】特開平５−７５１５２号公報
【特許文献２】特開平９−１０２６２５号公報
【特許文献３】特開平１１−３１２６６５号公報
【非特許文献１】G.Zoth et al, J.Appl.Phys.67(1990)p6764
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００２４】
本発明は、前記２つの技術のうち、Ｐゲッタリングに関するものであるが、光電変換装置のｐｎ接合形成時に付随的に実現される前記従来のＰゲッタリング効果は必ずしも充分なものではなかった。これはＰ熱拡散工程の第１の目的が良好なｐｎ接合を形成することにあり、良好なｐｎ接合形成条件がＰゲッタリング効果を最大にする条件とは重なっていないからである。すなわち、ｐｎ接合側を光入射側とする通常の光電変換装置での良好なｐｎ接合形成条件とは、良好なダイオード特性を実現することだけでなく、Ｐ熱拡散による高濃度ｎ層に起因した光吸収ロスをできるだけ低減できることをも要求するものである。高効率太陽電池では、この高濃度ｎ層の厚さは、せいぜい０．１〜０．３μｍ程度以下の値にしなければ充分な光電流は得られない。この浅い熱拡散領域を実現するためには、例えば、熱拡散ピーク温度を８００〜８５０℃程度の範囲に抑え、熱拡散時間は数分〜１０分程度にしなければならないが、これではＰゲッタリング能力を最大限に引き出すまでには至らないのである。
【００２５】
例えば、ゲッタリング能力の指標となる被ゲッタリング不純物元素の拡散距離を考えると、ＦｅやＣｒについては、前記Ｐ熱拡散条件（温度条件および時間条件）では、およそ数１０〜２００μｍ程度である。基板厚が通常３００μｍ程度であることを考えれば、不純物拡散距離の点からはゲッタリング効果がある程度有効に得られることがわかるが、ゲッタリング能力を最大限に発揮させるにはこの距離的指標だけを見ても充分とは言えないことがわかる。
【００２６】
また、Ｐの熱拡散領域の濃度と厚さもゲッタリング能力を左右する重要な指標であるが、これも浅い接合形成を目的にした従来の熱拡散ピーク温度を制限しかつ熱拡散時間を短時間としたＰ拡散工程では充分な値にまですることが困難であった。
【００２７】
特にＦｅ濃度の高いインゴット底部起源の基板やインゴット側部起源の基板端部に対しては、ゲッタリング効果が充分に実現される前にＰの熱拡散工程が終了してしまうために、いくらかの品質改善は見られるもののやはり低品質領域として残ってしまい、充分な特性向上が実現できなかった。
【００２８】
ここで、Ｐゲッタリングの不充分さの程度は、セルを基板状態に戻して（電極や反射防止膜、さらには接合、等、光活性層であるバルクｐ型領域以外の全てを除去してセル化前のｐ型シリコン基板状態に戻して）、光解離光照射前後での拡散長Ｌを比較することで評価できる。すなわち、Ｐゲッタリングが基板全域で充分に実現できていれば、基板全域で光照射前Ｌ≦光照射後Ｌとなるはずであり、一方、不充分である場合は、この不等号関係にある領域の基板面積に占める割合が不充分さの程度に比例して小さくなることで評価できる。
【００２９】
例えば、従来のＰの熱拡散条件においては、混入起源１のみに起因した基板領域については、前記不等号関係：光照射前Ｌ≦光照射後Ｌが成立し、充分なＰゲッタリング効果が得られていることが確認できるが、混入起源２に起因した特に金属元素汚染の激しい低品質領域では、光照射前Ｌ＞光照射後Ｌ、すなわちＦｅＢペアがＳＰＶ法で測定可能なレベルで存在している部分が少なからず存在し、この品質改善不充分部分が特性向上を制限する大きな要因となっていた。
【００３０】
なお、前記混入起源２に起因するインゴット底部あるいはインゴット側部を除去すれば基板品質を向上させることは比較的容易ではある。しかし、この除去厚さとしては、先にも述べたような熱拡散距離１０〜２０ｍｍ程度が基準となるが、これを端材として廃棄してしまうと、この廃棄シリコン原料分がコストアップとなってしまい、コスト的に非常に問題がある。
【００３１】
例えば１５ｃｍ角サイズ基板を製造するために、３３０ｍｍ角・高さ３００ｍｍのシリコンインゴットを作製し、側面端材厚を１５ｍｍとした場合、その端材体積は、約１７％にも及ぶ（インゴット底部と上部の端材は既に除去されているとして、ここでは側面端材だけを考える）。このとき、基板厚を３００μｍ、スライスロスを３００μｍとすると、前記１インゴットから切り出せる１５ｃｍ角シリコン基板数は、２０００枚となり、結局基板１枚あたりに必要なシリコン原料は３３０ｍｍ×３３０ｍｍ×３００ｍｍ／２０００枚＝１６３３５ｍｍ３（１６．３３５ｃｍ３）／枚となる。ここでシリコン原料のキログラムあたり単価を３０００円／ｋｇ、シリコン結晶の密度を２．３３ｇ／ｃｍ３とすると、１５ｃｍ角基板１枚あたりのシリコン原料コストは１１４円／枚程度となる（基板歩留まり１００％を仮定する）。
【００３２】
ところで、１５ｃｍ角基板から作られる太陽電池素子の変換効率を１５％とすると、ＡＭ１．５条件での太陽光下で出力は、１００ｍＷ／ｃｍ２×１５ｃｍ×１５ｃｍ×０．１５＝３．３７５Ｗｐ／セル（枚）である。すなわち、ワット（Ｗ）あたりのシリコン原料コストは、１１４円／３．３７５Ｗ＝約３４円／Ｗとなる。現行太陽電池セルのワットあたり単価が２００円／Ｗ程度であるとすると、前記シリコン原料コストが占める割合は、実に１７％にも及ぶことになる。
【００３３】
ここで、もし側面端材厚を上記半分の７．５ｍｍにできたとすると、同様な計算から１５ｃｍ角基板あたりのシリコン原料使用量は１４．９ｃｍ３／枚、原料コストは１０４円／枚程度となる。すなわち、ワットあたりのシリコン原料コストは、約３１円／Ｗとなり、側面端材１５ｍｍの場合に比べて、約３円／Ｗのコストダウンを実現できることになる。
【００３４】
この３円／Ｗは、今後５〜１０年程度の時間スパンでのコストダウン量が２０〜５０円／Ｗ程度であることを考慮すれば、実にその１５〜６％にも相当することとなり、非常に重要なコストダウン項目であることがわかる。逆に言うと、側面端材厚を１５ｍｍとした場合は、７．５ｍｍの場合に比べて、約３円／Ｗものコストアップとなっていることになる。
【００３５】
以上、現状では、混入起源２に起因したインゴット低品質領域を充分に除去すれば特性アップを図れることは明らかではありながら、コスト的側面とのトレードオフによって、インゴット低品質領域を可能であれば破棄しないで済む方法が望まれていたのである。
【００３６】
上述の課題に鑑み、本発明の目的は、結晶シリコン基板を用いた光電変換装置において、シリコンインゴットの利用効率を高めることができる経済的な方法によって、Ｆｅ等の不純物の影響を減少させた高い電気的特性を有する光電変換装置の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００３７】
本発明の光電変換装置の製造方法は、ホウ素をドープしたＢドープｐ型結晶シリコン基板を用いて構成される光電変換装置の製造方法であって、前記Ｂドープｐ型結晶シリコン基板の光入射面側に第１のｎ型領域を形成する工程と、この光入射面側と反対側の面に第２のｎ型領域を形成する工程と、前記第１のｎ型領域と前記第２のｎ型領域とを加熱する工程と、を含み、前記第２のｎ型領域の厚さは、前記第１のｎ型領域の厚さよりも大きくなるように形成する。
ここで、特に光電変換装置は、ホウ素をドープしたＢドープｐ型結晶シリコン基板を用いて構成された光電変換装置であって、光活性領域であるバルク基板領域部分と、このバルク基板領域以外の部分とからなり、前記バルク基板領域部分を単独で取り出して、少数キャリア拡散長を光入射面側から測定したときに、以下の条件を満たすようにした。
【００３８】
０．５＜（Ｌ１／Ｌｐｅａｋ）
なお、Ｌ１は、バルク基板領域部分の光入射面側の任意の位置における少数キャリア拡散長であり、Ｌｐｅａｋは、バルク基板領域部分の光入射面側の少数キャリア拡散長を全面にわたって測定して全データを１０μｍの区間ごとにヒストグラムとしたときに、このヒストグラムの高拡散長側の最大ピークが存在する区間の中心値である。
【００３９】
上記の条件を言い換えれば、バルク基板領域部分の光入射面側の少数キャリア拡散長を測定したときに、どの位置で測定しても、ヒストグラムにおける最大ピークの値（区間の中心値）であるＬｐｅａｋの１／２よりも大きいということであり、すなわち、ヒストグラムの下の裾野部分（少数キャリア拡散長がＬｐｅａｋの１／２よりも低い領域）が存在していないことを意味している。
【００４０】
このように本発明の構成による光電変換装置は、光活性領域のバルク基板領域部分の少数キャリア拡散長がある値（Ｌｐｅａｋの１／２）以上となるように構成されているので、このバルク基板領域部分に含有されるＦｅによる、光電変換特性への悪影響を少なくすることができる。
【００４１】
なお、「バルク基板領域部分を単独で取り出して」とは、太陽電池等の光電変換装置から電極部、反射防止膜、ｐｎ接合部、ｈｉｇｈ−ｌｏｗ接合部、等の光活性領域であるｐ型のバルク基板領域部分以外を全て取り除いて、基板状態に戻すことを意味する。このように光電変換装置を基板状態に戻すためには、機械的に研磨したり、化学的にエッチングしたりすればよい。例えば、表電極や裏電極については、王水で溶解除去、ＳｉＮＸ膜である反射防止膜については、ＨＦ液でエッチング除去、表面側の接合や裏面側のＢＳＦ層等の拡散領域については、混酸（ＨＦ：ＨＮＯ３＝１：３〜１：４で混合したもの）でエッチング除去すれば、基板状態に復帰させることができる。また、この方法によれば、エッチング面が鏡面状態となるので好ましい。このようにして基板状態に復帰させた後、希ＨＦ液で表面処理を行って純水洗浄し、１週間以上大気中で放置して処理表面状態が安定化してから少数キャリア拡散長の測定を行うことが望ましい。
【００４２】
また、ヒストグラム中にピークが複数ある場合は、ヒストグラム中の最大ピーク（最大の頻度）および次に頻度の高いピークを選定し、そのうち高拡散長側に位置するピークを高拡散長側の最大ピークとする。さらに、ヒストグラム中に存在するピークが単一の時は、そのピークを高拡散長側の最大ピークとする。
【００４３】
本発明の光電変換装置は、ホウ素をドープしたＢドープｐ型結晶シリコン基板を用いて構成された光電変換装置であって、光活性領域であるバルク基板領域部分と、このバルク基板領域以外の部分とからなり、前記バルク基板領域部分を単独で取り出したときに、このバルク基板領域部分の光入射面側に光を照射して光解離させる前の少数キャリア拡散長Ｌｂｆと光解離させた後の拡散長Ｌａｆについて、Ｌｂｆ≦Ｌａｆである領域が、前記バルク基板領域部分の光入射面側の全面積に対して８５％以上の割合を占める。
【００４４】
このような構成の光電変換装置は、光活性領域であるバルク基板領域部分に含有されるＦｅによる光電変換特性への悪影響を少なくする効果を基板の広い領域で得ることができる。
【００４５】
本発明においては、例えば、光照射強度２０Ｗ／ｃｍ２の白色光を１ポイント当たり１０〜１５秒照射すれば、光を照射したポイントを十分に光解離させることができる。このような白色光は、ハロゲンランプに対して、ＵＶフィルタとＩＲフィルタを透過させ、紫外領域と赤外領域の光を遮断することによって得ることができ、これらのフィルタを通過後に上述の照射強度となるように、ハロゲンランプの強度を調整すればよい。
【００４６】
本発明の光電変換装置は、前記Ｂドープｐ型結晶シリコン基板は、多結晶シリコン基板としたので、単結晶シリコン基板に比べて安価であり、高い特性を有する多結晶シリコン基板を得ることができる。
【００４７】
本発明の光電変換装置は、前記Ｂドープｐ型結晶シリコン基板は、鋳型を用いたキャスト法を用いて鋳造されたシリコンインゴットから切り出された多結晶シリコン基板であって、前記多結晶シリコン基板は、その表面の端部領域に、一方向に向かって成長する柱状晶群および／または前記端部領域以外の表面領域の結晶に比べてサイズの大きい結晶群が含まれる。
【００４８】
多結晶シリコン基板の中でも、鋳型を用いたキャスト法によって鋳造されたものは、インゴットが固化してから室温に冷却されるまでの間に、例えば、鋳型の内側面の離型材等からＦｅ等の不純物が熱拡散するので、鋳型に接していたインゴット側面に対応した多結晶シリコン基板の端部領域は、不純物の濃度が非常に高くなりやすい。そして、このような鋳型に接していたインゴット側面に対応した多結晶シリコン基板の表面領域は、
（Ａ）端部領域に、一方向に向かって細長く成長した柱状晶群が含まれる、
（Ｂ）端部領域に、この端部領域以外の表面領域の結晶に比べてサイズの大きい結晶群が含まれる、
のいずれか、あるいはこれらが複合した形態を取りやすい。従来、このような端部領域は不純物含有量が多いため、端材として廃棄されることが多かったが、高い特性を有する多結晶シリコン基板を得ることができるので、シリコンインゴットの利用効率を高めることができる。
【００５０】
従来の光電変換装置においては、Ｂドープｐ型結晶シリコン基板の光入射面側にｐｎ接合を得る目的で設けられた第１のｎ型領域のみでゲッタリングが行われていたが、このようなｎ型領域は、光吸収ロスを抑える必要がある光電変換装置の光入射面に設けるため、薄く設けざるを得ないという事情があり、ゲッタリングが不十分であった。これに対して、本発明の製造方法によれば、光入射面側と反対側の面に第２のｎ型領域を形成する工程と、第１のｎ型領域と第２のｎ型領域とを加熱する工程とが設けられているので、この第２のｎ型領域も合わせて、ゲッタリングを行うことができる。そして、この第２のｎ型領域は、光吸収ロスについては気にする必要がないため、その厚さを、第１のｎ型領域の厚さよりも大きくなるように形成することができ、強力なゲッタリングの効果を得ることができる。したがって、本発明の製造方法によって形成された光電変換装置は、Ｆｅなどの不純物の影響を受けず良好な光電変換特性を示すようになる。
【００５１】
なお、第１のｎ型領域と第２のｎ型領域とを加熱する工程については、第１のｎ型領域を形成する工程や第２のｎ型領域を形成する工程と同時に行われるようにしても構わない。
【００５２】
また、本発明において、少数キャリア拡散長の測定方法としては、ＳＰＶ法（Ｓｕｒｆａｃｅ  Ｐｈｏｔｏｖｏｌｔａｇｅ  Ｍｅｔｈｏｄ）を用いることが望ましい。その理由としては、この方法は、非接触非破壊の測定法であること、短時間に高精度で測定ができること、試料の前処理が不要なこと、表面状態の影響を受けにくいこと、などが挙げられる。
【発明の効果】
【００５３】
以上のように、本発明の光電変換装置の製造方法は、光電変換装置の光入射面側と反対側の面に第２のｎ型領域を形成する工程と、第１のｎ型領域と第２のｎ型領域とを加熱する工程とが設けられているので、従来の第１のｎ型領域と併せてこの第２のｎ型領域をも用いてゲッタリングを行うことができる。そして、この第２のｎ型領域は、光吸収ロスについては気にする必要がないため、その厚さを、第１のｎ型領域の厚さよりも大きくなるように形成することができ、強力なゲッタリングの効果をより高めることができる。したがって、本発明の製造方法によって形成された光電変換装置は、Ｆｅなどの不純物の影響を受けず、良好な光電変換特性を示すものとなる。
また、本発明の光電変換装置は、光活性領域のバルク基板領域部分の少数キャリア拡散長がある値（Ｌｐｅａｋの１／２）以上となるように構成されているので、このバルク基板領域部分に含有されるＦｅによる、光電変換特性への悪影響を少なくすることができ、良好な光電変換特性を有する光電変換装置を得ることができる。また、基板の広い領域で、Ｆｅによる光電変換特性への悪影響を少なくすることもできる。
【００５４】
さらに、単結晶シリコン基板に比べて安価であるが、特に製造工程においてＦｅが混入して特性が下がりやすい多結晶シリコン基板において、本発明の構成を適用すれば、高い特性を有する多結晶シリコン基板を得ることができるので、低コストで高い品質となる。
【００５５】
そして、特に鋳型に接していたインゴット側面に対応した基板の端部領域において不純物の濃度が非常に高くなりやすい、鋳型を用いたキャスト法によって鋳造された多結晶シリコン基板において、本発明の構成を適用すれば、高い特性を有する多結晶シリコン基板を得ることができ、同時にこのような端部領域を端材として廃棄しなくてもすむため、シリコンインゴットの利用効率を高め、低コスト化することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００５７】
以下、本発明にかかる光電変換装置の実施の形態について、図面に基づき詳細に説明する。
【００５８】
図５（ａ）に本発明の代表的な実施形態として、ホウ素をドープしたＢドープｐ型多結晶シリコン基板を用いて構成された光電変換装置として、バルク型太陽電池素子を示す。図中、４０１は表電極、４０２は反射防止膜、４０３ａは第１のｎ型領域であるｎ型シリコン領域、４０４は光活性領域であるｐ型シリコン光活性領域、４０５はｐ型シリコン−ＢＳＦ領域、４０６は裏電極である。ここで光は反射防止膜４０２側から入射し、シリコン領域にて吸収・光電変換されて電子−正孔対が生成されるが、本説明例のようなｐｎ接合型の場合は、特に光活性層として働くｐ型シリコン光活性領域４０４で吸収・光電変換されて生成した電子−正孔対が光起電力の主な起源となる。
【００５９】
最初に本発明の光電変換装置の実施形態について説明する。
【００６０】
本発明の光電変換装置は、図５（ｂ）に示すように、図５（ａ）のバルク型太陽電池から、ｐ型シリコン光活性領域４０４を単独で取り出して、バルク基板領域部分４０４ａとし、少数キャリア拡散長を光入射面側から測定したときに、０．５＜（Ｌ１／Ｌｐｅａｋ）の条件を満たすようにしたことを特徴としている。ここで、Ｌ１は、バルク基板領域部分４０４ａの光入射面側の任意の位置における少数キャリア拡散長であり、Ｌｐｅａｋは、バルク基板領域部分４０４ａの光入射面側の少数キャリア拡散長を全面にわたって測定して全データを１０μｍの区間ごとにヒストグラムとしたときに、このヒストグラムの高拡散長側の最大ピークが存在する区間の中心値である。
【００６１】
この光電変換装置が、上述の条件を満たしているかどうかは、以下のようにして判定することができる。
【００６２】
まず、図５（ｂ）に示すようなバルク基板領域部分４０４ａを単独で取り出すためには、図５（ａ）に示した光電変換装置から、表電極４０１および裏電極４０６については王水で溶解除去、ＳｉＮＸ膜などからなる反射防止膜４０２についてはＨＦ液でエッチング除去、ｐｎ接合部、ｈｉｇｈ−ｌｏｗ接合部などを構成しているｎ型シリコン領域４０３ａやｐ型シリコン−ＢＳＦ領域４０５については混酸でエッチング除去すれば、バルク基板領域部分４０４ａのみを取り出し、基板状態に戻すことができる。
【００６３】
そして、基板状態に戻したこのバルク基板領域部分４０４ａを光入射面側から、ＳＰＶ法によって少数キャリア拡散長を全面にわたって測定する。なお、本発明において、ＳＰＶ法を用いた場合、再現性よく評価するために、
（１）測定光波長が、試料の厚さに比べて十分小さいこと、具体的には、１／４以下であること
（２）表面状態を一定にするため鏡面状態で測定を行うこと、具体的には、混酸（ＨＦ：ＨＮＯ３＝１：３〜１：４で混合したもの）でエッチング除去して、エッチング面を鏡面状態とすること
（３）表面処理後、１週間以上大気中で放置して処理表面状態が安定化してから測定を行うこと
が必要である。
【００６４】
ヒストグラムを作成するためのデータ数は、バルク基板領域部分４０４ａのサイズと、測定サイズ（例えば、ＳＰＶ法による測定光のスポット径）から定まる最大測定点数の１／４以上とすればよい。例えば、１５０ｍｍ角のバルク基板領域部分４０４ａを６ｍｍ径の測定光スポットサイズを有するＳＰＶ法で測定する場合、最大測定点数は、（１５０／６）×（１５０／６）＝２５点×２５点＝６２５点となるが、これに対して、６２５点／４≒１５７点以上とすればよく、例えば、１３点×１３点＝１６９点の測定を行うことによって、十分信頼性のあるヒストグラムを作成することができ、測定に必要な時間も短縮できる。
【００６５】
図２（ａ）は、図５（ｂ）に示すように本発明にかかる光電変換装置のバルク基板領域部分４０４ａを全面にわたって光照射側からＳＰＶ法で少数キャリア拡散長を測定し、全データを１０μｍの区間ごとにヒストグラム化した例を示し、図２（ｂ）は、従来の光電変換装置を同様にしてヒストグラム化した例を示す。
【００６６】
図２（ｂ）に示した従来の光電変換装置のヒストグラムを見ると、大別して、高拡散長（高品質）側にピークを有する分布と低拡散長（低品質）側にピークを有する分布があるが、高拡散長側の分布に対応するのが混入起源１に起因したもので、低拡散長側の分布に対応するのが混入起源２に起因した低品質の基板端部領域を起源とするものである。
【００６７】
それに対して、図２（ａ）に示した本発明にかかる光電変換装置のヒストグラムを見ると、低拡散長（低品質）側にピークを有する分布が消えて、高拡散長（高品質）側にピークを有する分布になっている。そして、０．５＜（Ｌ１／Ｌｐｅａｋ）の条件を満たすということは、バルク基板領域部分４０４ａの光入射面側の少数キャリア拡散長を測定したときに、どの位置で少数キャリア拡散長を測定しても、ヒストグラムにおける最大ピークの値、図２（ａ）では、１７０μｍであるＬｐｅａｋの１／２、すなわち８５μｍよりも大きいということであり、これは、とりもなおさず、ヒストグラムの下の裾野部分（少数キャリア拡散長が８５μｍよりも低い領域）が存在していないことを意味している。
【００６８】
このように本発明にかかる光電変換装置は、光活性領域であるバルク基板領域部分４０４ａの少数キャリア拡散長がある値（Ｌｐｅａｋの１／２）以上となるように構成されているので、このバルク基板領域部分４０４ａに含有されているＦｅの影響を抑え、光電変換特性を良好に保つことができる。
【００６９】
なお、バルク基板領域部分４０４ａの光入射面側の任意の位置における少数キャリア拡散長のＬ１についても、ここでヒストグラムを作成するために測定した全データのうち最小のものをＬ１とみなして、ヒストグラムから求められたＬｐｅａｋに対して、上述の式を満たすかどうか判定を行えばよい。
【００７０】
次に、本発明の別の光電変換装置の実施形態について説明する。基本的な構成は上述の実施形態とほぼ同じであるので異なる点について説明する。
【００７１】
本発明の光電変換装置は、図５（ｂ）に示すように、図５（ａ）のバルク型太陽電池から、ｐ型シリコン光活性領域４０４を単独で取り出して、バルク基板領域部分４０４ａとし、このバルク基板領域部分４０４ａの光入射面側に光を照射して光解離させる前の少数キャリア拡散長Ｌｂｆと光解離させた後の拡散長Ｌａｆについて、Ｌｂｆ≦Ｌａｆである領域が、バルク基板領域部分４０４ａの光入射面側の全面積に対して８５％以上の割合を占めるようにしたことを特徴としている。
【００７２】
これば、光解離後の拡散長Ｌａｆ≦光解離前の拡散長Ｌｂｆとなっている領域、すなわち、ＦｅＢペアが光解離法での検出可能レベル以下に抑えられている領域が、全面積の８５％以上となっているということを意味しているので、この構成の光電変換装置は、光活性領域であるバルク基板領域部分に含有されるＦｅによる光電変換特性への悪影響を少なくする効果を基板の広い領域で得ることができる。
【００７３】
上述の光電変換装置において、Ｂドープｐ型結晶シリコン基板として、多結晶シリコン基板を用いている。多結晶シリコン基板は、単結晶シリコン基板に比べて安価であるが、特に製造工程においてＦｅが混入して特性が下がりやすいので、上述の本発明の構成を適用することによって、高い特性を有するようになり、極めて好ましい。
【００７４】
また、多結晶シリコン基板の中でも、鋳型を用いたキャスト法を用いて鋳造されたシリコンインゴットから切り出された多結晶シリコン基板を用いて構成することが望ましい。このように鋳型を用いたキャスト法によって鋳造されたものは、インゴットが固化してから室温に冷却されるまでの間に、例えば、鋳型の内側面の離型材等からＦｅ等の不純物が熱拡散する。そのため、鋳型に接していたインゴット側面に対応した多結晶シリコン基板の端部領域、特に端部から１０〜２０ｍｍ程度の領域は、不純物の濃度が非常に高くなりやすい。
【００７５】
このような鋳型に接していたインゴット側面に対応した多結晶シリコン基板の表面領域は、
（Ａ）端部領域に、一方向に向かって細長く成長した柱状晶群が含まれる
（Ｂ）端部領域に、この端部領域以外の表面領域の結晶に比べてサイズの大きい結晶群が含まれる
のいずれか、あるいはこれらが複合した形態を取って現れることが多いので、比較的容易に見分けることが可能である。
【００７６】
このような鋳型に接していたインゴット側部に対応する低品質基板端部領域を有した多結晶シリコン基板の一例を図３、図４に示す。図３は多結晶シリコン基板の表面の結晶形状を示す模式図であり、図３（ａ）は上述の（Ａ）、図３（ｂ）は上述の（Ｂ）に対応する。また、図４は多結晶シリコン基板の表面の図面代用写真であり、図４（ａ）は上述の（Ａ）、図４（ｂ）は上述の（Ｂ）に対応する。
【００７７】
これらの図中、２０１（２０１ａ、２０１ｂ）で示した領域Ａがインゴット側部領域の低品質部（混入起源２に起因）に由来した極度に低品質な基板端部領域で、２０３（２０３ａ、２０３ｂ）で示した領域Ｃは相対的に比較的高品質な基板領域（混入起源１に起因）であり、２０２（２０２ａ、２０２ｂ）で示した領域Ｂはその中間領域（領域Ａほどではないが混入起源２の影響が見られる領域）である。
【００７８】
これらの図から、インゴット側部に対応した基板端部領域の結晶は、基板状態で見た場合、端部から離れた基板中央領域の結晶に比べて特徴的な形状を有していることがわかる。
【００７９】
図３（ａ）、図４（ａ）は、上述の（Ａ）に示したように柱状晶をその成長軸方向と角度を成す法線を有する平面で切断した場合に現れる切り口形状に対応した細長い形状となる。これはインゴット中央部域がインゴット垂直方向に一方向凝固させやすいのに対して、インゴット側部では側面に向かっての熱放出を完全にゼロにすることができないために垂直方向に対していくらか傾斜した方向に結晶成長（柱状成長）することに起因している。
【００８０】
また、図３（ｂ）、図４（ｂ）からは、上述の（Ｂ）に示したように、基板端部領域に、サイズの大きい結晶群が含まれていることがわかる。このようなサイズの大きい結晶群が生成する理由については明らかではないが、インゴット側部領域で成長核の発生密度が小さいとき、あるいはラテラル成長が生じたときに、サイズの大きい結晶群が生成するものと推測する。
【００８１】
以上のように、基板の外観（結晶形状の分布）からインゴット側部に対応した基板端部領域を見分けることは比較的容易である。
【００８２】
従来、このような特徴的な形状を含む端部領域は不純物含有量が多いため、端材として廃棄されることが多かったが、本発明の構成を適用すれば、高い特性を有する多結晶シリコン基板となるので、シリコンインゴットの利用効率を高めることができ、経済的に見て好ましい。
【００８３】
以下、本発明にかかるバルク型シリコン太陽電池素子を形成するプロセスを図１を用いて説明する。図１の（ａ）から（ｆ）は、本発明の光電変換装置の断面構造図を製造工程プロセスを追って示したものである。
【００８４】
１．基板の準備（図１（ａ））
まず、Ｂがドープされたｐ型シリコン基板４００を用意する。図１中の、少なくともｐ型シリコン光活性領域４０４はｐ型シリコン基板４００に含まれるので、図１（ｂ）以降は同領域をｐ型シリコン光活性領域４０４で示す。
【００８５】
このｐ型シリコン基板のｐ型ドーピング元素であるＢの濃度は１Ｅ１６〜１Ｅ１７／ｃｍ３程度とする（このとき基板の比抵抗値は０．２〜２Ω・ｃｍ程度となる）。基板厚は５００μｍ以下にし、より好ましくは３５０μｍ以下にする。
【００８６】
基板としては、キャスト法で鋳造された多結晶シリコンインゴットをスライスして基板にした多結晶シリコン基板を用いることができる。なおドーピングはドーピング元素単体を適量シリコンインゴット製造時に含ませてもよいし、既にドープ濃度の分かっているシリコン塊を適量含ませてもよい。
【００８７】
２．凹凸構造の形成（図１（ｂ））
次に光入射面となる基板表面側に光反射率低減機能を有する凹凸構造４００ａを形成する。この凹凸構造４００ａの形成にあたっては、ＮａＯＨ等のアルカリ液による異方性ウェットエッチング法を適用することができるが、シリコン基板がキャスト法等による多結晶シリコン基板である場合は、基板面内での結晶面方位が結晶粒ごとにランダムにばらつくので、基板全域にわたって光反射率を効果的に低減せしめる良好な凹凸構造４００ａを一様に形成することは非常に困難である。この場合は、例えばＲＩＥ（Ｒｅａｃｔｉｖｅ  Ｉｏｎ  Ｅｔｃｈｉｎｇ）法等によるガスエッチングを行えば比較的容易に良好な凹凸構造４００ａを基板全域にわたって形成することができる（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３を参照）。
【００８８】
なお、この凹凸構造４００ａは、必ずしも形成する必要はないが、上述のように光反射率を低減して、光電変換装置の変換効率を向上させることができるので、この工程を設けることが望ましい。
【００８９】
３．第１のｎ型領域および第２のｎ型領域の形成（図１（ｃ））
次に光入射面側のｐｎ接合を形成するための表面側のｎ型シリコン領域４０３ａ（第１のｎ型領域に該当、以下、表面ｎ型領域と記す）と、光入射面側とは反対側の面（裏面側）に本発明のゲッタリング促進効果を実現するためのｎ型シリコン領域４０３ｂ（第２のｎ型領域に該当、以下、裏面ｎ型領域と記す）とを形成する。これらのｎ型領域は、熱拡散法によって設けることが望ましい。その理由としては、熱拡散法によってこれらのｎ型領域を形成する際に同時に加熱され、ｎ型領域（４０３ａ、４０３ｂ）によって、ｐ型シリコン基板４００のゲッタリングを行い、基板内部の不純物を減少させる効果を奏するからである。なお、これらのｎ型領域（４０３ａ、４０３ｂ）については、薄膜法によって設けてもよいが、この場合は、別途これらのｎ型領域を加熱して、ゲッタリングを促進させる工程を設ける必要がある。
【００９０】
ｎ型化ドーピング元素としてはＰを用い、ドーピング濃度は１Ｅ１８〜５Ｅ２１／ｃｍ３程度とする（つまりｎ＋型とする）。また、本発明の製造方法においては、表面ｎ型領域４０３ａよりも裏面ｎ型領域４０３ｂの方が必ず厚くなるようにすることが必要である。裏面ｎ型領域４０３ｂの方が表面ｎ型領域４０３ａよりも厚くなるようにｎ型の拡散領域を形成することによって、基板内部からの不純物のゲッタリングがより促進されるからである。
【００９１】
なお、それぞれの厚さは、表面ｎ型領域４０３ａは０．１〜０．３μｍ、裏面ｎ型領域４０３ｂは０．２〜２μｍとし、表面ｎ型領域４０３ａよりも裏面ｎ型領域４０３ｂの方が厚くなるような範囲で選択すればよい。
【００９２】
熱拡散法としては、表面ｎ型領域４０３ａに対しては、Ｐを含む気体から形成される薄いリンシリケートガラス（ＰＳＧ）を拡散源としたガス拡散方式を用い、一方、裏面ｎ型領域４０３ｂに対しては、Ｐを含む薬液から形成される比較的厚いＰＳＧを拡散源とした塗布拡散方式を用いるのが望ましい。
【００９３】
具体的には、表面ｎ型領域４０３ａに対しては、拡散ガスとしてＰＯＣｌ３（オキシ塩化リン）を用い、これとシリコン基板表面との反応によって形成される薄いＰＳＧを拡散源とし、温度７００〜９００℃程度の範囲、ピーク温度での拡散時間５〜１０分程度の範囲で、Ｐを熱拡散させる。また、裏面ｎ型領域４０３ｂに対しては、Ｐを含む薬液から形成される比較的厚いＰＳＧを拡散源とした塗布拡散方式を用い、温度７００〜１０００℃程度の範囲、ピーク温度での拡散時間５〜２０分程度の範囲で、Ｐを熱拡散させる。Ｐを含む薬液としては、例えば、Ｐ２Ｏ５やＡｇ３ＰＯ４を含有する液体を用いたり、リン化合物として、常温で液体のリン酸エステル（例えば、リン酸ジエチル、リン酸トリメチル、リン酸トリエチル、リン酸トリプロピル、リン酸トリイソプロピル、リン酸トリブチル等）、亜リン酸エステル（例えば、亜リン酸トリメチル、亜リン酸トリエチル、亜リン酸トリプロピル、亜リン酸トリイソプロピル、亜リン酸トリブチルなど）、トリエトキシリン及びトリメトキシリンなどを用いることができる。
【００９４】
拡散領域の濃度と厚さは、拡散温度と拡散時間を調節することで、所望の値にすることができる。同じ拡散温度、拡散時間であっても、ＰＳＧ層の厚い裏面ｎ型領域４０３ｂの方が表面ｎ型領域４０３ａよりも厚い拡散領域が形成され、ゲッタリングがより促進されるが、好ましくは裏面ｎ型領域４０３ｂ形成時のゲッタリング能力を最大限に引き出すために、裏面ｎ型領域４０３ｂの形成は、表面ｎ型領域４０３ａに比べてより高温度で、かつより長時間行うことが望ましい。
【００９５】
なお、裏面ｎ型領域４０３ｂは、表面ｎ型領域４０３ａに先立って形成することが望ましい。その理由としては、表面ｎ型領域４０３ａは、上述のように光吸収ロスを最小限に抑えなければならないという制約があること、また裏面ｎ型領域４０３ｂについては本発明であるゲッタリング促進効果をより効果的に実現するために、より高温度でかつより深く、さらにより高濃度での拡散を実現したいこと、の２点が挙げられる。もちろん、裏面ｎ型領域４０３ｂの拡散方式である塗布拡散条件（塗布材中のＰ濃度や塗布厚み等）を調節すれば、表面ｎ型領域４０３ａを形成するプロセスにて同時にゲッタリング促進効果を有した裏面ｎ型領域４０３ｂを形成することも可能である。要は望む特性効果とコストメリットのバランスから適当な条件を選択すればよい。
【００９６】
拡散後に表面側および裏面側の表面に残ったＰＳＧ層はＨＦ液等によってエッチング除去することが望ましいが、特に裏面側のＰＳＧ層についてはサンドブラスト等の安価な機械的方法によっても除去可能である。また、後に述べるように裏面側のｐ型シリコン−ＢＳＦ領域４０５をＡｌを主成分としたペーストによる印刷焼成法によって形成する場合は特に除去しなくてもよい。
【００９７】
なお、ガス拡散方式によれば、基板表面側のみならず反対側の裏面側にも拡散領域が形成されるのであるが（従来プロセスではこれが実現されているのであるが）、後述する実験結果で示すように、現状ではゲッタリング能力を最大限に引き出すに至っていない状況である。これは、ガス拡散方式を用いたときに裏面側に形成されるＰＳＧ層がゲッタリングを目的とする拡散領域としては薄すぎることと、被ゲッタリング不純物の拡散距離の点からみて拡散温度および拡散時間が不充分であるからである。
【００９８】
４．ｐ型シリコン−ＢＳＦ領域の形成（図１（ｄ））
次にｐ型シリコン−ＢＳＦ（Ｂａｃｋ  Ｓｕｒｆａｃｅ  Ｆｉｅｌｄ）領域４０５を形成する。ｐ型化ドーピング元素としてはＡｌあるいはＢを用いることができ、ドーピング元素濃度は１Ｅ１８〜５×１Ｅ２１／ｃｍ３程度とする（つまりｐ＋型とする）。これによってｐ型シリコン光活性領域４０４とｐ型シリコン−ＢＳＦ領域４０５との間にＬｏｗ−Ｈｉｇｈ接合を形成することができる。
【００９９】
製法としては、Ａｌ粉末とガラスフリット、有機溶剤、バインダー等からなるＡｌペーストを印刷法で塗布したのち温度７００〜８５０℃程度で熱処理（焼成）してＡｌを熱拡散する方法（印刷焼成法）を用いることができ、低コスト化に非常に有利である。また、ペースト印刷焼成法を用いることによって、印刷面だけに所望の拡散領域を形成することができるだけではなく、既に述べたように裏面側ｎ型シリコン領域４０３ｂを除去する必要もなくすことができる。また裏面側に形成される焼結ペースト成分はそのまま裏面電極として利用可能であるので、特に必要がない限り除去しなくてもよい。なお、ｐ型シリコン−ＢＳＦ領域４０５は、後述する反射防止膜４０２を形成した後に、表電極４０１を印刷焼成法で形成するときに同時に熱処理形成することも可能である。
【０１００】
なお、上述のように、拡散工程後の裏面ｎ型領域４０３ｂはエッチング除去してもよいが、本工程において、裏面のＢＳＦ層をＡｌを主成分にしたペーストによって形成する場合は裏面ｎ型領域４０３ｂを除去する必要がない。その理由としては、Ｐ型ドープ剤であるＡｌを充分な濃度で充分な深さまで拡散させることができるので、既に拡散してあった裏面ｎ型領域４０３ｂのｎ型拡散領域の特性に対する影響は無視できるからである。
【０１０１】
５．反射防止膜の形成（図１（ｅ））
次に反射防止膜４０２を形成する。反射防止膜材料としては、ＳｉＮＸ膜、ＴｉＯ２膜、ＳｉＯ２膜、ＭｇＯ膜、ＩＴＯ膜、ＳｎＯ２膜、ＺｎＯ膜等を用いることができる。厚さは材料によって適宜選択され入射光に対する無反射条件を実現する（材料の屈折率をｎとし、無反射にしたいスペクトル領域の波長をλとすれば、（λ／ｎ）／４＝ｄが反射防止膜の最適膜厚となる）。例えば、一般的に用いられるＳｉＮＸ膜（ｎ＝約２）の場合は、無反射目的波長を６００ｎｍとすれば、膜厚を７５ｎｍ程度とすればよい。
【０１０２】
製法としては、ＰＥＣＶＤ法、蒸着法、スパッタ法等を用い、温度４００〜５００℃程度で形成する。反射防止膜４０２は後述する表電極４０１を形成するために所定のパターンでパターニングしておくことができるが、後述する表電極４０１をファイヤースルー方式で形成する場合はその必要はない。なお、パターニングする場合は、レジスト等をマスクに用いたエッチング法（ウェットあるいはドライ）や、反射防止膜形成前にマスクをあらかじめ形成しておき、反射防止膜形成後にこれを除去する方法を用いることができる。
【０１０３】
６．電極の形成（図１（ｆ））
表電極４０１の形成方法は以下の通りである。表電極材料としては、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｌといった低抵抗率金属を少なくとも１種含む材料を用いることが望ましい。製法としてはこれら金属を含んだペーストを用いた印刷法や、同印刷法に焼成法を加えた印刷焼成法等の他に、スパッタ法、蒸着法等の真空製膜法等も用いることができる。
【０１０４】
なお表電極４０１とシリコン半導体との接着強度を特に高めるため、印刷法ではＴｉＯ２等の酸化物成分をペースト中にわずかに含ませ、また真空製膜法では表電極４０１とシリコン半導体との界面にＴｉを主成分とした金属層を挿入するとよい。印刷焼成法では、ペースト組成（金属粉の組成・粒径・形状、ガラス成分の組成・割合、等）と焼成条件（ピーク温度：６５０〜８００℃程度、ピーク温度での熱処理時間：数秒〜１分程度）によって、電極の線抵抗、シリコンとのコンタクト抵抗、シリコンとの接着強度、等の特性を調整することができるが、特にペースト組成を調整すれば、先に形成済みの反射防止膜をこの電極のシリコンとの電気的コンタクト用にパターニングしなくとも、ペースト成分が反射防止膜層を突き破ることでシリコンとの電気的コンタクトを実現することができる（ファイヤースルー法）。例えば、ＳｉＮＸ膜を反射防止膜に用いた場合は、組成に酸化亜鉛（ＺｎＯ）を適量含ませることでファイヤースルーを実現することができる。
【０１０５】
また、裏電極４０６の形成方法は以下の通りである。裏電極材料としては、シリコンに対して反射率の高いＡｇを主成分に含む金属を用いることが望ましいが、シリコンに対しての反射率がＡｇよりもいくらか劣るＡｌを主成分に含む金属であっても、特に高効率を望まない限り有効に用いることができる。
【０１０６】
製法としてはこれら金属を含んだペーストを用いた印刷法や、同印刷法に焼成法を加えた印刷焼成法等の他に、スパッタ法、蒸着法等の真空製膜法等を用いることができる。なお裏電極４０６と下地材料との接着強度を特に高めたい場合は、印刷法ではＴｉＯ２等の酸化物成分をペースト中にわずかに含ませ、また真空製膜法では裏電極４０６と下地材料との界面にＴｉを主成分とした金属層を挿入するとよい。後者の場合、Ｔｉ主成分金属層の厚さは５ｎｍ以下として金属層が挿入されることによる反射率低減を抑制することが望ましい。なお、裏電極４０６は基板裏面全面に形成することが裏面に到達した長波長光の反射率を高めるために望ましい。ただし、裏面電極にｐ型−ＢＳＦ領域４０５を形成した際に形成される焼成ペースト成分を裏電極として有効利用している場合はこの限りではない。
【０１０７】
最後に、半田ディップ処理によって表電極４０１および裏電極４０６上に半田層を形成してもよい（不図示）。
【０１０８】
以上によって本発明にかかる光電変換装置の一例であるバルク型シリコン太陽電池素子が実現される。
【０１０９】
特に、鋳型を用いたキャスト法を用いて鋳造されたシリコンインゴットから切り出された多結晶シリコン基板を用いた場合、通常は鋳型に接していたインゴット側面に対応した多結晶シリコン基板の端部領域、特に端部から１０〜２０ｍｍ程度の領域は、不純物の濃度が非常に高くなり、基板内部において光電変換特性に大きなバラツキが生じてしまうが、本発明にかかる光電変換装置の製造方法を適用することによって、このような基板を用いても、良好な特性を有する光電変換装置を得ることができる。さらに、従来このような多結晶シリコン基板の不純物が多い端部領域は端材として捨てられることが多かったが、このような領域も有効に活用することができるので、コスト面からも有利となる。
【０１１０】
なお、本発明の実施形態は上述の例にのみ限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内において種々変更を加え得ることはもちろんである。
【０１１１】
例えば、上記説明では、キャスト法を用いた多結晶シリコン基板を例にとって説明したが、多結晶シリコン基板はキャスト法に限る必要はなく、その他の手法による多結晶シリコン基板一般に適用できる。また多結晶シリコン基板に限定されるものではなく、太陽電池級単結晶シリコン基板に代表される単結晶シリコン基板にも適用できる。また結晶シリコン基板に限定される必要はなく、結晶質シリコン薄膜であってもよい。
【０１１２】
また上記説明では、基板品質を表す物理量として少数キャリア拡散長を用いて説明したが、この少数キャリア拡散長と比例関係にある少数キャリアライフタイムを用いても同様な説明が可能である。少数キャリアライフタイムの測定は例えばμＰＣＤ法（マイクロ波光導電率減衰法）で測定できる。
【０１１３】
また、上記では本発明の光電変換装置の一例としてバルク型シリコン太陽電池素子を例にとって説明したが、本発明はこれに限定されるものではなく、発明の原理・目的を逸脱しない限り任意の形態とすることができる。すなわち、本発明は太陽電池素子以外の光センサやフォトダイオード等の光電変換装置全般に適用できる。
【実施例】
【０１１４】
以下、上述の実施形態にそって作製した本発明の光電変換装置の一例であるバルク型多結晶シリコン太陽電池素子における本発明の効果について実施例を説明する。
【０１１５】
ホウ素をドープしたｐ型シリコン基板４００としては、キャスト法で鋳造された多結晶シリコン基板のうち、図３、図４に示された特徴的な結晶形状を有するインゴット側部起源の低品質基板端部領域を有したものを選択した。基板サイズは１５ｃｍ角、基板厚は３００μｍ厚である。
【０１１６】
（１）素子化前（本発明適用前）の基板の少数キャリア拡散長
最初に、素子化前のこの多結晶シリコン基板の少数キャリア拡散長の測定を行った。測定装置は、ＳＤＩ社製ＳＰＶ装置（型式ＦＡａＳＴ２１０Ｅ−ＳＰＶ）である。また、測定スポット領域は、約６ｍｍφとし、測定点数は、１６９点（１３×１３の格子状パターン）とした。なお、図３に示した領域Ａ（２０１ａ、２０１ｂ）、領域Ｂ（２０２ａ、２０２ｂ）、領域Ｃ（２０３ａ、２０３ｂ）と測定点の関係は、全１３×１３の測定点のうち、領域Ａはインゴット側部起源の基板最端部領域にあたる最端部の測定点の１列に、領域Ｂはそのひとつ内側の測定点の１列に、領域Ｃはそれ以外の１１×１１の測定点に対応している。
【０１１７】
なお、拡散長測定にあたっては、シリコン基板を混酸によって表層２０μｍ程度をエッチングすることで基板切り出し時のスライスダメージ領域を除去するとともに鏡面状態になるように仕上げ、その後、希ＨＦ液で表面処理を行って純水洗浄し、１週間程度以上大気中で放置して処理表面状態が安定化してから拡散長測定を行った。
【０１１８】
測定した素子化前の多結晶シリコン基板のうち一枚について、少数キャリア拡散長の分布のヒストグラムを図２（ｂ）に示す。このヒストグラムから明らかなように、低品質基板端部に属する領域Ａで特に拡散長が低く、次いで領域Ｂが低い値を示すが、この部分がインゴット状態における側部にあたる部分であり、鋳型との接触面からの不純物拡散汚染の影響が見て取れる。
【０１１９】
（２）素子化前（本発明適用前）の基板の光解離前後の少数キャリア拡散長とＦｅ濃度
表１は、鋳造後素子化前の基板（基板厚３００μｍ）に対して、各領域における光解離光照射前の拡散長Ｌｂｆおよび照射後の拡散長Ｌａｆの平均値を示したものである。併せて、光照射前後での拡散長変化量からＦｅＢペア濃度見積値を示す。このとき、光解離光強度は２０Ｗ／ｃｍ２（ハロゲンランプ光源）、光照射時間は１ポイント当たり１５秒とした。なお、光照射後の拡散長値については、基板中のＢドープ濃度が１Ｅ１６／ｃｍ３程度以上である場合、光解離したＦｅとＢの再ペアリング反応の時定数が数十分オーダー程度以下になる関係上、光照射後数分以内で測定を完了させる必要があるため、測定点数は９点（３×３パターン）に絞って行った。領域Ｂについては５つの測定点の平均値、領域Ｃについては４つの測定点の平均値を示してある（領域Ａについては、９点測定に含めることができなかったため、１６９点測定のときのＬｂｆの値をカッコ中に示してある）。また、表２は、領域Ａ、Ｂ、ＣにおけるＦｅ濃度を原子吸光法で測定したものである。
【表１】
0004761706.tif 000002
【表２】
0004761706.tif 000003
【０１２０】
表１から、低品質基板端部に近いＢ領域でのＦｅＢペア濃度がＣ領域に比べて高く、鋳型との接触面からのＦｅの拡散侵入の程度が見て取れる。
【０１２１】
また、表２からは、領域Ａ＞Ｂ＞Ｃの関係でＦｅ濃度が高くなっており、基板端部領域に対する鋳型との接触面からのＦｅの拡散侵入の程度が見て取れる。なお、領域ＣでのＦｅ濃度は測定限界（４Ｅ１２／ｃｍ３）以下であった。
【０１２２】
（３）本発明適用素子である太陽電池素子の特性および作製条件
次に、上述の多結晶シリコン基板（３００μｍ厚）を用いて、上述で説明した図１のプロセスを用いて本発明にかかるバルク型太陽電池素子（基板裏面でのＰゲッタリング効果を促進したもの）を作製した。同時に、同じ多結晶シリコン基板を用いて、従来技術により同様のバルク型太陽電池素子（基板裏面でのＰゲッタリング効果を促進していないもの）を作製した。
【０１２３】
表３は、従来技術で形成した太陽電池の素子特性と本発明技術で形成した太陽電池の素子特性とを示す。表４はそれぞれのＰ拡散条件である。
【表３】
0004761706.tif 000004
【表４】
0004761706.tif 000005
【０１２４】
表３から、従来技術素子に比べて本発明適用素子において太陽電池素子の特性が向上していることが明らかである。
【０１２５】
（４）本発明適用素子（太陽電池素子）の基板部分の少数キャリア拡散長
次に、上述の従来素子と本発明素子について、基板状態に戻して、光照射面側から基板全面にわたる１６９点の拡散長測定を行い拡散長の頻度分布を調べた。なお、素子化後の基板の拡散長を測定するには、太陽電池素子を基板状態に戻す必要があるが、ここでは王水を用いて表電極および裏電極を溶解除去したのち、ＨＦ液でＳｉＮＸ膜である反射防止膜をエッチング除去し、最後に混酸液で表面側の接合や裏面側のＢＳＦ層等の拡散領域をエッチング除去して基板状態に復帰させた（このとき同時に鏡面状態を実現する）。その後、希ＨＦ液で表面処理を行って純水洗浄し、１週間程度以上大気中で放置して処理表面状態が安定化してから拡散長測定を行った。なお、従来素子工程履歴後の基板については、以後、従来素子基板、本発明適用素子工程履歴後の基板については、以後、本発明素子基板と称する。
【０１２６】
図２（ａ）は、本発明素子基板のうちの一枚と同条件で作製した試料について作成した少数キャリア拡散長の分布のヒストグラムである。このヒストグラムから明らかなように、低拡散長（低品質）側にピークを有する分布がなく、高拡散長（高品質）側にピークを有する分布になっていることがわかる。ここで本発明素子基板の基板端部である領域Ａはインゴット側部起源の特徴的な結晶形態を含んだ領域であることに注目すべきであり、このことは、本発明がインゴット／鋳型界面に近い極めて低品質な領域を基板端部に含んだ基板を用いても低拡散長（低品質）側にピークを有する分布が消えていることから、高い素子特性を実現できることを示している。
【０１２７】
表５に、本発明素子基板について、領域Ａおよび領域Ｂに起源した低拡散長側に生じるヒストグラムのピークを除いた領域Ｃに起源した高拡散長側に生じる最大ピーク位置の拡散長を示す。従来素子基板についても、同様にして最大ピーク位置を求めた。表５には、それぞれ各試料毎に少数キャリア拡散長のうち最小となった値におけるＬ１／Ｌｐｅａｋ値も記載した。なお、表５に記載した値は、図２のヒストグラムを作成するのに用いた試料とは別の試料から作成したヒストグラムによるものであり、値が若干異なっている。
【表５】
0004761706.tif 000006
【０１２８】
表５から明らかなように、従来素子基板では、Ｌ１／Ｌｐｅａｋの最小値は、０．４２と、０．５を下回ったが、本発明素子基板では、いずれもＬ１／Ｌｐｅａｋの最小値は０．５以上であった。
【０１２９】
また、表６は、従来素子と本発明適用素子の基板の拡散長について、光解離光照射前の値Ｌｂｆと光照射後の値Ｌａｆとを領域Ａ，Ｂ，Ｃについて示したものである（（１）、（２）で示したのと同様の９×９点測定での各領域の平均値：ただし、領域Ａについては上記と同様の理由で同時測定できなかったので、Ｌｂｆについてのみ１６９点測定時の値をカッコで示してある）。
【表６】
0004761706.tif 000007
【０１３０】
表６から明らかなように、従来素子基板に比べて、本発明素子基板の方が全領域で拡散長が改善されており、特に低品質基板端部領域である領域Ａおよび領域Ｂでの改善の程度が大きいことがわかる。例えば、Ｌｂｆの値を見てみると、従来素子基板ではＬｂｆ（領域Ａ）／Ｌｂｆ（領域Ｃ）＝約４３％、本発明素子基板１ではＬｂｆ（領域Ａ）／Ｌｂｆ（領域Ｃ）＝約７１％、本発明素子基板２ではＬｂｆ（領域Ａ）／Ｌｂｆ（領域Ｃ）＝約８２％、となり、本発明の効果が明らかである。
【０１３１】
またＬｂｆとＬａｆとの大小関係を比較すると、従来素子基板では領域ＣではＬｂｆ≦Ｌａｆの関係が実現しており、ゲッタリング効果が充分有効に働いていることがわかるが、領域ＢではＬｂｆ＞Ｌａｆの関係が維持されており、ＦｅがＳＰＶ法で検出可能なレベルで残存していることがわかる。
【０１３２】
なお、領域Ｃで、なぜＬｂｆ≦Ｌａｆとなるのかについては、例えばＦｅＢとは逆に光解離後にキャリア再結合能力が弱くなる反応系が考えられるが、現時点では不明である。光照射に伴う若干の基板温度上昇によるＣｒＢ系等の熱解離現象がある程度見えている可能性もある。
【０１３３】
ここで、従来基板についてみると、領域Ｃの基板面積に占める割合が約７５％であることから、従来素子基板におけるＬｂｆ≦Ｌａｆ関係が成り立つ領域の基板面積に占める割合は最大でも７５％程度と見積もることができる。一方、本発明素子基板では、少なくとも領域Ａを除いた領域ではＬｂｆ≦Ｌａｆの関係が成り立っており、その面積割合は最小でも８５％と見積もることができる。ここでも注目すべきは、本発明によれば、インゴット側部起源の特徴的な結晶形態を有した領域を基板端部に含んだ基板であってもＬｂｆ≦Ｌａｆとなる領域を８５％程度以上もの高い面積割合にすることができ、もって高い素子効率を実現できることである。
【０１３４】
以上より、本発明は、極めて有効にゲッタリング促進効果を実現することによって、低品質基板端部領域を有する多結晶シリコン基板であっても著しく基板品質を改善することができ、結果として太陽電池特性を効果的に高められることが確かめられた。
【図面の簡単な説明】
【０１３５】
【図１】（ａ）〜（ｆ）は、本発明の光電変換装置の製造工程を順を追って示した断面構造図である。
【図２】光電変換装置にかかるバルク基板領域部分の少数キャリア拡散長のヒストグラムであり（ａ）は本発明の光電変換装置の例を示し、（ｂ）は、従来の光電変換装置の例を示す。
【図３】（ａ）、（ｂ）は、多結晶シリコン基板の表面の結晶形状を示す模式図である。
【図４】（ａ）、（ｂ）は、多結晶シリコン基板の表面の図面代用写真である。
【図５】（ａ）は、本発明にかかる光電変換装置の一例であるバルク型太陽電池素子の断面図であり、（ｂ）は、（ａ）のバルク型太陽電池素子から、バルク基板領域部分を単独で取り出したときの断面図である。
【符号の説明】
【０１３６】
４００：Ｂドープｐ型シリコン基板
４００ａ：凹凸領域
４０１：表電極
４０２：反射防止膜
４０３ａ：第１のｎ型領域である表面側のｎ型シリコン領域（表面ｎ型領域）
４０３ｂ：第２のｎ型領域である裏面側のｎ型シリコン領域（裏面ｎ型領域）
４０４：ｐ型シリコン光活性領域
４０４ａ：バルク基板領域部分
４０５：ｐ型シリコン−ＢＳＦ領域
４０６：裏電極
【図１】
0004761706.tif 000008
【図２】
0004761706.tif 000009
【図３】
0004761706.tif 000010
【図４】
0004761706.tif 000011
【図５】
0004761706.tif 000012