(57)【要約】  多結晶シリコン基板中の不純物濃度に関して、フーリエ変換赤外分光法で計測した格子間酸素濃度を［Ｏｉ］[atoms/cm3]、二次イオン質量分析法で計測した全炭素濃度を［Ｃ］[atoms/cm3]としたとき、  ［Ｏｉ］≧２Ｅ１７[atoms/cm3]  （条件１ａ）及び  ［Ｃ］≦１Ｅ１７[atoms/cm3]  （条件２）を満たす領域を含む多結晶シリコン基板。基板薄型化に対応した高い強度を持ち、かつ基板の品質がよく、光電変換効率が高い。低コスト、省資源かつ高効率な多結晶シリコン太陽電池を製造することができる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
光電変換素子用多結晶シリコン基板であって、
多結晶シリコン基板中の不純物濃度に関して、フーリエ変換赤外分光法で計測した格子間酸素濃度を［Ｏｉ］[atoms/cm3]、二次イオン質量分析法で計測した全炭素濃度を［Ｃ］[atoms/cm3]としたとき、
［Ｏｉ］≧２Ｅ１７[atoms/cm3]  （条件１ａ）
及び
［Ｃ］≦１Ｅ１７[atoms/cm3]  （条件２）
を満たす領域が基板中に存在する多結晶シリコン基板。
【請求項２】
インゴットから切り出された請求項１記載の多結晶シリコン基板。
【請求項３】
基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域のすべてにおいて、「前記条件１ａ及び前記条件２」が満たされている請求項２記載の多結晶シリコン基板。
【請求項４】
光電変換素子用多結晶シリコン基板であって、
多結晶シリコン基板中の不純物濃度に関して、フーリエ変換赤外分光法で計測した格子間酸素濃度を［Ｏｉ］[atoms/cm3]、二次イオン質量分析法で計測した全窒素濃度を［Ｎ］[atoms/cm3]、二次イオン質量分析法で計測した全炭素濃度を［Ｃ］[atoms/cm3]としたとき、
［Ｏｉ］＋３０×［Ｎ］≧２Ｅ１７[atoms/cm3]（条件１ｂ）
及び
［Ｃ］≦１Ｅ１７[atoms/cm3]  （条件２）
を満たす領域が基板中に存在する多結晶シリコン基板。
【請求項５】
インゴットから切り出された請求項４記載の多結晶シリコン基板。
【請求項６】
基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域のすべてにおいて、「前記条件１ｂ及び前記条件２」が満たされている請求項５記載の多結晶シリコン基板。
【請求項７】
光電変換素子用の多結晶シリコンインゴットであって、
多結晶シリコン基板中の不純物濃度に関して、フーリエ変換赤外分光法で計測した格子間酸素濃度を［Ｏｉ］[atoms/cm3]、二次イオン質量分析法で計測した全炭素濃度を［Ｃ］[atoms/cm3]としたとき、
［Ｏｉ］≧２Ｅ１７[atoms/cm3]  （条件１ａ）
及び
［Ｃ］≦１Ｅ１７[atoms/cm3]  （条件２）
を満たす領域がインゴット中に存在する多結晶シリコンインゴット。
【請求項８】
光電変換素子用の多結晶シリコンインゴットであって、
多結晶シリコン基板中の不純物濃度に関して、フーリエ変換赤外分光法で計測した格子間酸素濃度を［Ｏｉ］[atoms/cm3]、二次イオン質量分析法で計測した全窒素濃度を［Ｎ］[atoms/cm3]、二次イオン質量分析法で計測した全炭素濃度を［Ｃ］[atoms/cm3]としたとき、
［Ｏｉ］＋３×［Ｎ］≧２Ｅ１７[atoms/cm3]（条件１ｂ）
及び
［Ｃ］≦１Ｅ１７[atoms/cm3]  （条件２）
を満たす領域がインゴット中に存在する多結晶シリコンインゴット。
【請求項９】
請求項１から請求項６のいずれかに記載の多結晶シリコン基板を製造する方法であって、
坩堝にシリコンを投入し、
前記坩堝を加熱炉内において実質的に密閉し、
前記坩堝の中でシリコンの溶融を行い、
溶融されたシリコンを鋳型に移して、シリコンの融液に酸素を補充しながらシリコンの凝固・冷却を行って多結晶シリコン基板を得る多結晶シリコン基板の製造方法。
【請求項１０】
前記シリコンの凝固・冷却を行って多結晶シリコン基板を得ることが、前記鋳型内でシリコンを凝固・冷却してインゴットを鋳造し、この鋳造されたインゴットを切り出して多結晶シリコン基板を得ることを含む請求項９記載の多結晶シリコン基板の製造方法。
【請求項１１】
前記シリコンの凝固・冷却を行うときに、鋳型を実質的に密閉して行う請求項９記載の多結晶シリコン基板の製造方法。
【請求項１２】
前記シリコンの融液に酸素を補充するために、シリコンの融液に石英を投入する請求項９記載の多結晶シリコン基板の製造方法。
【請求項１３】
請求項１から請求項６のいずれかに記載の多結晶シリコン基板を製造する方法であって、
坩堝にシリコンを投入し、
前記坩堝の中でシリコンの溶融を行い、
溶融されたシリコンを鋳型に移し、
前記鋳型を加熱炉内において実質的に密閉し、
前記鋳型内のシリコンの融液に酸素を補充しながらシリコンの凝固・冷却を行って多結晶シリコン基板を得る多結晶シリコン基板の製造方法。
【請求項１４】
前記シリコンの凝固・冷却を行って多結晶シリコン基板を得ることが、前記鋳型内でシリコンを凝固・冷却してインゴットを鋳造し、この鋳造されたインゴットを切り出して多結晶シリコン基板を得ることを含む請求項１３記載の多結晶シリコン基板の製造方法。
【請求項１５】
前記シリコンの融液に酸素を補充するために、シリコンの融液に石英を投入する請求項１３記載の多結晶シリコン基板の製造方法。
【請求項１６】
請求項１から請求項６のいずれかに記載の多結晶シリコン基板を製造する方法であって、
鋳型にシリコンを投入し、
前記鋳型を加熱炉内において実質的に密閉し、
前記鋳型の中でシリコンの溶融を行い、
溶融されたシリコンに酸素を補充しながらシリコンの凝固・冷却を行って多結晶シリコン基板を得る多結晶シリコン基板の製造方法。
【請求項１７】
前記シリコンの凝固・冷却を行って多結晶シリコン基板を得ることが、前記鋳型内でシリコンを凝固・冷却してインゴットを鋳造し、この鋳造されたインゴットを切り出して多結晶シリコン基板を得ることを含む請求項１６記載の多結晶シリコン基板の製造方法。
【請求項１８】
前記シリコンの融液に酸素を補充するために、シリコンの融液に石英を投入する請求項１６記載の多結晶シリコン基板の製造方法。
【請求項１９】
請求項１から請求項６のいずれかに記載の多結晶シリコン基板を用いた光電変換素子。
【請求項２０】
請求項１９記載の光電変換素子を複数個直列あるいは並列に電気接続して形成した光電変換モジュール。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、光電変換効率がよく、強度の高い多結晶シリコン基板及びその製造方法、並びに多結晶シリコンインゴットに関するものである。このシリコン基板は、例えば、光電変換素子や、これを配列した光電変換モジュールに用いられる。
この明細書において、ａＥｎという表記は、ａ×１０ｎを表すものとする。
【背景技術】
【０００２】
現在、太陽電池の主流製品は結晶Ｓｉ基板を用いたバルク型結晶Ｓｉ太陽電池である。特に多結晶Ｓｉ基板を用いたタイプは、高効率と低コストを両立できるため、生産規模は最大となっており、今後もさらに生産量が伸びていくものと期待されている。
下記特許文献１は、多結晶Ｓｉ基板を切り出す元となる多結晶シリコンインゴットの製造にあたって、Ｃ，Ｏ，Ｂ，Ｐなど軽元素不純物相互の濃度関係を考慮した上で、高いエネルギー変換効率を得るための多結晶シリコンインゴットの製造条件を調べた結果を示している。【０００３】
下記特許文献２は、太陽電池用シリコンの製造において、溶融シリコンの段階で、ＣやＯをそれぞれ除去するための精製方法を述べている。
下記特許文献３は、太陽電池用シリコンインゴットの製造において、溶融シリコンの段階で、ＣやＯをそれぞれ除去するための精製方法を述べている。
下記特許文献４は、太陽電池用シリコンインゴットの製造において、Ｏ，Ｃの含有率の比率が最適になるような製造方法を示している。
【特許文献１】特開平１０−２５１０１０号公報
【特許文献２】特開平１０−２６５２１３号公報
【特許文献３】特開平１０−１８２１３４号公報
【特許文献４】特開平２−３８３０５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
上述のように、現在主流の太陽電池は多結晶Ｓｉ基板を用いたバルク型多結晶Ｓｉ太陽電池（以下単に「多結晶Ｓｉ太陽電池」とも称する）であるが、今後さらに低コスト化・省資源化を進めていくためには、多結晶Ｓｉ基板の薄型化が不可欠である。
すなわち、基板厚を薄くすることで、多結晶Ｓｉインゴットあたりの基板取り枚数を増やし、より少ないＳｉ原料でより多くの多結晶Ｓｉ基板を製造できるようにすることが必要とされている。【０００５】
例えば、現状での基板厚は、セル化前で２５０〜３００μｍ程度（セル化後には２１０〜２６０μｍ程度）であるが、今後はセル化前で２００〜２５０μｍ以下、さらに将来には２００μｍ以下、さらには１５０μｍ以下の薄型化が望ましいとされている。
ところが、薄型化とともに基板強度は低下し、クラック率・ワレ率は上昇する傾向にある。【０００６】
このため、基板強度と基板品質とを同時に両立させることが課題となっている。
従来では、多結晶Ｓｉ基板中のＯ、Ｃ、Ｎなどの軽元素濃度の制御・管理が不充分であったため、基板強度と基板品質とを同時に両立させることが実現できていなかった。
基板強度を高めるには格子間酸素濃度［Ｏｉ］を高めることが有効であるが、従来の多結晶シリコン鋳造技術では［Ｏｉ］をインゴット高さ全域に渡って必要な値に維持・制御することが困難であった。これは、鋳造中にＳｉ融液表面からＳｉＯガスの形で酸素が高速に蒸発して、融液中酸素濃度が凝固進行とともに急減してしまうからである。【０００７】
ここで、格子間酸素濃度［Ｏｉ］とは、シリコン結晶の格子点と格子点との間に位置する酸素の割合を示すものである。
また、炭素は、それ自体がシリコンに欠陥を生成して基板品質を低下させるものである。さらに炭素は、酸素が析出する核としても働く。析出した酸素は転位ループを形成して転位増殖源として働き基板品質を低下させることが知られている。【０００８】
このため、［Ｏｉ］を従来よりも高い濃度で維持制御し、なおかつ酸素析出も充分に抑制するためには、炭素濃度［Ｃ］の充分な低減が不可欠である。
従来の多結晶Ｓｉ鋳造技術では、ＣＯガスによるＳｉ融液の炭素汚染（ＣＯガスがＳｉ融液と反応してＣが融液中に溶け込む現象）を充分に低減できていなかったため、酸素濃度を高めるとそれに比例して酸素析出量も増大してしまい、基板品質の低下及び基板強度の低下が避けられなかった。【０００９】
本発明は、基板薄型化に対応し、高強度かつ高品質な多結晶Ｓｉ基板、その製造方法、および多結晶シリコンインゴットを提供することを目的とする。
また、本発明は、その多結晶シリコン基板を用いた、高効率な、かつ低コスト化・省資源化が可能な光電変換素子及びモジュールを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の多結晶シリコン基板は、不純物濃度に関して、フーリエ変換赤外分光法で計測した格子間酸素濃度を［Ｏｉ］[atoms/cm3]、二次イオン質量分析法で計測した全炭素濃度を［Ｃ］[atoms/cm3]としたとき、
［Ｏｉ］≧２Ｅ１７[atoms/cm3]  （条件１ａ）
及び
［Ｃ］≦１Ｅ１７[atoms/cm3]  （条件２）
を満たす領域が基板中に存在するものである。【００１１】
また、本発明の多結晶シリコン基板は、二次イオン質量分析法で計測した全窒素濃度を［Ｎ］[atoms/cm3]としたとき、前記条件２とともに、
［Ｏｉ］＋３０×［Ｎ］≧２Ｅ１７[atoms/cm3]（条件１ｂ）
を満たす領域が基板中に存在するものである。
「前記条件１ａ及び前記条件２」を満たす多結晶シリコン基板又は「前記条件１ｂ及び前記条件２」を満たす多結晶シリコン基板は、格子間酸素濃度［Ｏｉ］が大きいので、基板薄型化に対応した高い強度を持ち、かつ全炭素濃度［Ｃ］が低いので基板の品質がよく、光電変換効率が高い。これによって、低コスト、省資源かつ高効率な多結晶シリコン太陽電池を製造することができる。【００１２】
なお、全窒素濃度［Ｎ］については、鋳型内壁面にＳｉＮ系離型材を塗布する場合は、自然にインゴット中に、ある程度含まれるようになる。［Ｎ］の転位固着能力は［Ｏｉ］の約３０倍であることがＣＺ技術において知られている（Ｎは結晶強度というよりは、転位増殖を抑える効果として結晶品質に関わる）。本発明の多結晶シリコンにおいても、基本的には、［Ｎ］の機能を［Ｏｉ］の３０倍程度に見積もることができると考えられる。【００１３】
前記多結晶シリコン基板は、インゴットから切り出されたものであってもよい。
前記多結晶シリコン基板は、基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域の少なくとも一部において、「前記条件１ａ及び前記条件２」又は「前記条件１ｂ及び前記条件２」が満たされていることが好ましく、さらに、基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域のすべてにおいて、「前記条件１ａ及び前記条件２」又は「前記条件１ｂ及び前記条件２」が満たされていることが好ましい。【００１４】
基板端部１ｃｍ幅領域を除くのは、基板端部領域は、凝固初期段階での固化領域を含み、また鋳型内壁からの不純物の固相拡散（凝固後の熱拡散）の影響等を受けているため、本発明が対象とする品質低下要因以外の要因の影響が大きい。このため、本発明の効果を期待する対象領域としては適切でない場合がある。そこで、基板端部1ｃｍ幅領域を除いて基板品質を評価すれば、ほぼこれらの対称外要因の影響は無視しうるので、本発明の効果を正しく評価するのに適当である。【００１５】
また、本発明の光電変換素子用の多結晶シリコンインゴットは、多結晶シリコンインゴット中の不純物濃度に関して、「前記条件１ａ及び前記条件２」又は「前記条件１ｂ及び前記条件２」を満たす領域がインゴット中に存在するものである。
また、本発明の多結晶シリコン基板の製造方法は、坩堝にシリコンを投入し、前記坩堝を加熱炉内において実質的に密閉し、前記坩堝の中でシリコンの溶融を行い、溶融されたシリコンを鋳型に移して、シリコンの融液に酸素を補充しながらシリコンの凝固・冷却を行って多結晶シリコン基板を得る方法である。【００１６】
前記坩堝を密閉するのに代えて、又はそれとともに鋳型を密閉することも有効である。
さらに、坩堝を用いないで、前記鋳型内でシリコンの溶融を行い、引き続き凝固・冷却を行う鋳型内溶解凝固法においても、本発明が適用できる。
これらの方法によれば、次のような作用効果が得られる。
従来の多結晶Ｓｉ鋳造法では、Ｓｉ融液量に対する炉内雰囲気の接触面積の割合が大きいため、ＣＯガス汚染が起こりやすくなっている。そこで、（１）溶解用坩堝及び／又は凝固用鋳型を密閉型としてシリコンの溶融を行うことによって、鋳造時、炉内に存在するＣＯガスが溶融シリコンに接触するのを防止でき、シリコンが炭素汚染されることを極限にまで低減することとする。【００１７】
また、従来の多結晶Ｓｉ鋳造法では、上述したように、鋳造中にＳｉ融液表面からＳｉＯガスの形で酸素が高速に蒸発して、融液中酸素濃度が凝固進行とともに急減してしまうため、融液中酸素濃度は、注湯直後の僅かな時間を除いて、通常は１Ｅ１８[atoms/cm3]よりもかなり低い値となっているので、融液中、ＣＯガス蒸発による脱炭素作用はほとんど期待できない。そこで、（２）凝固中融液に酸素を故意に供給することによって、融液中の酸素濃度を制御することができ、さらにはＣＯガス蒸発による脱炭素作用も期待できる。【００１８】
上記（１）と（２）を組み合わせることで、基板強度を高めるための［Ｏｉ］をインゴット高さ全域に渡って維持し、なおかつ、基板品質を劣化させる［Ｃ］を充分に低減することができる。
また、素子効率の向上も同時に実現できる。これは基板強度が向上したために、転位の発生が抑制されたためであると考えられる。【００１９】
なお、「坩堝を加熱炉内において実質的に密閉し」とは、シリコンの溶融時に、密閉された坩堝内への不活性ガスの流通を妨げないようにするため、坩堝には不活性ガスの流入孔、流出孔が設けられていてもよいことを意味する。これは、坩堝を密閉することは、坩堝内へのＣＯガスの流入を妨げることが目的であり、不活性ガスのフローまで妨げることまで意図していないからである。【００２０】
前記シリコンの融液に酸素を補充する手段として、シリコンの融液に石英を投入することがあげられる。すなわち、凝固中融液に石英粉末を投入したり、石英片などを浸漬したりして、意図的に融液中に酸素を適量供給する。この方法は酸素を固体で供給するものであり、ガスで供給する方法ではないので、炉内炭素材と酸素を含むガスとの反応によるＣＯ発生を回避することができる。また、前記密閉鋳型と併用すれば、融液のＣ汚染を回避できる。【００２１】
また、本発明の光電変換素子は、前記本発明の多結晶シリコン基板を用いた光電変換素子である。この光電変換素子は、従来の光電変換素子と比べて、薄型化と、素子効率の向上が期待できる。
また、本発明の光電変換モジュールは、前記本発明の複数の光電変換素子を直列あるいは並列に電気接続して形成されているので、低コストで、高い特性の光電変換モジュールとなる。【００２２】
本発明における上述の、又はさらに他の利点、特徴及び効果は、添付図面を参照して次に述べる実施形態の説明により明らかにされる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】本発明に係る多結晶シリコン基板を用いた太陽電池素子１１の構造の一例を示す断面図である。
【図２】太陽電池素子１１の受光面側から見た電極形状の一例を示す上視図である。
【図３】太陽電池素子１１の非受光面側から見た電極形状の一例を示す下視図である。
【図４（ａ）】坩堝内のシリコンの溶解開始から、融液を鋳型に移すまでの工程図のうち、シリコン原料を坩堝内に入れた状態を示す図である。
【図４（ｂ）】坩堝内のシリコンの溶解開始から、融液を鋳型に移すまでの工程図のうち、これを溶解炉にて加熱して坩堝内の原料シリコンを溶解させている状態を示す図である。
【図４（ｃ）】坩堝内のシリコンの溶解開始から、融液を鋳型に移すまでの工程図のうち、溶融したシリコンにドーパントを投入している状態を示す図である。
【図４（ｄ）】坩堝内のシリコンの溶解開始から、融液を鋳型に移すまでの工程図のうち、鋳型に注湯している状態を示す図である。
【図５】本発明の多結晶シリコン基板の製造に用いる密閉型坩堝の断面図である。
【図６】シリコン融液を坩堝の上部から鋳型に注湯している状態を示す図である。
【図７】本発明の多結晶シリコン基板の製造に用いる密閉型鋳型の構造を示す断面図である。
【図８】太陽電池モジュールの構造を示す断面図である。
【図９】受光面側からこの太陽電池モジュールを見た上視図である。
【符号の説明】
【００２４】
１  表集電極
１ａ  バスバー電極
１ｂ  フィンガー電極
３  半導体領域
４  逆導電型領域
５  ｐ型バルク領域
６  反射防止膜
７  ｐ+型領域
８  裏面集電極
９  裏面出力電極
１１  太陽電池素子
１２  坩堝本体
１３  坩堝の蓋
１４  Ａｒガス導入口
１５  注湯口
２１  鋳型本体
２２  鋳型の蓋
２３  Ａｒガス導入口
２４  冷却板
４１  配線部材
４２  透明部材
４３  裏面保護材
４４  表側充填材
４５  裏側充填材
４６  出力取出配線
４７  端子ボックス
４８  枠
Ｈ  加熱ヒーター・断熱部材
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
図１は、本発明に係る多結晶シリコン基板を用いた太陽電池素子１１の構造の一例を示す断面図である。
さらに、図２、図３は、太陽電池素子１１の電極形状の一例を示す図であり、図２は図１を受光面側から見た上視図、図３は図１を非受光面側から見た下視図である。
以下、この太陽電池素子１１の構造について簡単に説明する。【００２６】
ｐ型シリコン基板は、図１に示すように、ｐ型バルク領域５を含む。ｐ型シリコン基板の光入射面側には、Ｐ（リン）原子などが高濃度に拡散されてｎ型となる逆導電型領域４が形成され、ｐ型バルク領域との間にｐｎ接合部が形成されている。この逆導電型領域４の厚さは通常０．２〜０．５μｍ程度である。
光入射面側の半導体上には、窒化シリコン膜や酸化シリコン膜などからなる反射防止膜６が設けられている。また、光入射面の反対側には、アルミニウムなどのｐ型半導体不純物を多量に含んだｐ+型領域７が設けられている。このｐ+型領域７はＢＳＦ（Back Surface Field）領域とも呼ばれ、光生成電子キャリアが裏面集電極８に到達して再結合損失する割合を低減する役割を果たすものである。これにより、光電流密度Ｊｓｃが向上する。またこのｐ+型領域７では少数キャリア（電子）密度が低減されるので、このｐ+型領域７及び裏面集電極８に接する領域でのダイオード電流量（暗電流量）を低減する働きをし、開放電圧Ｖｏｃが向上する。【００２７】
光入射面側には、銀などの金属材料を主成分とする表集電極１が設けられている。裏面側にはアルミニウムなどを主成分にする裏面集電極８が設けられている。さらに、裏面集電極８から電流を集めるための裏面出力電極９が設けられている。
表集電極１は、図２に示すように、一般的には線幅の狭いフィンガー電極１ｂ（枝電極）と、それらフィンガー電極１ｂの少なくとも一端が接続される線幅が太いバスバー電極１ａ（幹電極）とからなっている。この表集電極１での電力ロスをできるだけ低減するために、表集電極１には金属材料が使われる。金属としては抵抗率の低い銀（Ａｇ）を主成分としたＡｇペーストを用いるのが望ましく、通常はスクリーン印刷法により塗布・焼成して電極とする。【００２８】
太陽電池素子１１の光入射面側である反射防止膜６の側から光が入射すると、逆導電型領域４とｐ型バルク領域５とｐ+型領域７とからなる半導体領域３で、吸収・光電変換されて電子−正孔対（電子キャリア及び正孔キャリア）が生成される。この光励起起源の電子キャリア及び正孔キャリア（光生成キャリア）によって、太陽電池素子１１の表側に設けられた略線状の表集電極１と、裏側に設けられた裏側電極８、９との間に光起電力を生じ、発生した光生成キャリアはこれらの電極で集められて、出力端子にまで導かれる。また、光起電力に応じて光電流とは反対方向にダイオード電流である暗電流が流れる。【００２９】
次に、本発明の多結晶シリコン基板を得るための多結晶シリコンインゴット鋳造工程について説明する。
図４(a)から図４(d)は、坩堝内のシリコンの溶解開始から、融液を鋳型に移すまでの工程を説明するための工程図である。
まずシリコン原料を準備する。シリコン原料としては不純物濃度の低いポリシリコン原料を用いることが望ましいが、この他にも、例えばＣＺ法単結晶シリコンインゴット製造時に発生する、いわゆるトップ及びテールと呼ばれるオフグレードシリコンや、あるいは坩堝中に残る残渣シリコンを用いることもできる。ただしオフグレードシリコンや残渣シリコンを単独で用いると不純物汚染の問題が生じる場合は、ポリシリコン原料を適量配合して用いる。【００３０】
以下、Ｓｉ原料を約８０ｋｇ準備した場合を例にとって説明を続ける。
次に、前記シリコン原料を坩堝内に入れる。図４(a)はシリコン原料を坩堝内に入れた状態を示す。前記坩堝としてはＣＺ法で一般的に用いられている石英坩堝を用いることができる。
図４(b)は、これを溶解炉にて加熱して坩堝内の原料シリコンを溶解させている状態を示す。炉内は、Ａｒガス雰囲気とし、Ａｒ流量は１０〜１００Ｌ／ｍｉｎ、Ａｒガス圧は１ｋＰａ〜１００ｋＰａ（大気圧）程度の範囲で調節する。【００３１】
本実施形態では石英坩堝を用いた場合、本溶解段階でのＳｉ融液中の酸素濃度は、ほぼ飽和溶解度値に近い１Ｅ１８〜２Ｅ１８[atoms/cm3]程度の極めて高い値となっている。もし、石英坩堝内壁を、例えばＳｉＮなどの非酸化物材料でコートしておけばＳｉ融液中酸素濃度はこれよりも小さい値となる。
鋳型内壁面にＳｉＮ系離型材を塗布する場合は、シリコン融液の中に窒素が混入するようになる。［Ｎ］の転位固着能力は［Ｏｉ］の多結晶Ｓｉにおいても約３０倍程度と考えられるので、Ｓｉ融液が凝固した際の結晶Si中格子間酸素の結晶強度向上機能の代替効果を期待できる。【００３２】
シリコンの溶解段階で注意すべきは、炉内ＣＯガスによるＳｉ融液の炭素汚染である。Ｓｉ融液中の炭素濃度が増大すれば、形成されたＳｉインゴット中の炭素濃度も相応して増大するので、前述したような基板品質低下（酸素析出の促進）の要因となる。
この炭素汚染を低減するためには、２つのファクター、つまり（１）ＣＯ分圧の低減と、（２）溶解時間の短縮が重要である。【００３３】
前記（１）のＣＯ分圧の低減は、例えば炉内ガス排気速度を高めることにより（すなわちＡｒ流量を増大させることで）、ある程度は実現することができるが、より効果的に炭素汚染を極限にまで低減するには、本発明の密閉型坩堝（図４(b)、図５参照）を用いることが非常に有効である。この方法によれば、いたずらにＡｒ流量を増やさずとも、少量のＡｒ流量で効率的かつ極限にまで炭素汚染を低減することができる。【００３４】
なお、密閉型坩堝を用いてＣＯガス汚染低減効果を得る前提として、一般的なＣＯガス分圧低減条件を充分整えておくことは言うまでもなく重要である。すなわち、炉内残留ガス（吸着ガス）量の低減、炉内への空気リーク量の低減、炉内ＣＯガス発生反応量の低減、炉内ガス排気速度の増大、炉内Ａｒガスフロー経路の最適化、炭素材ヒーターや断熱材配置の最適化、等の対策を総合的に講じておくことが重要である。【００３５】
前記炉内ＣＯガス発生源としては、炭素材料で構成された加熱ヒーターや断熱部材が、酸素系ガスと反応することでＣＯガスが発生するメカニズムが挙げられる。具体的には、
Ｃ材料＋空気リーク成分（Ｏ２、Ｈ２Ｏ）→ＣＯ↑、
Ｃ材料＋ＳｉＯ→ＳｉＣ（あるいはＳｉ）＋ＣＯ↑
となる。【００３６】
ここで後式は溶解中に発生している大量のＳｉＯガスによって生じ、石英坩堝を使用した溶解プロセスでは不可避的な反応である。
前式の炭素材料と酸素系ガスの反応を低減するためには、炭素材表面へのＳｉＣコートが有効な場合がある（T.Fukuda et al: J.Electrochem. Soc., vol.141, No.8, August 1994, p.2216）。【００３７】
また、前記炉内ガス排気速度の増大は、排気ポンプの容量を増大させることによって実現できるが、ポンプ排気能力にも限界があるので、この場合は炉内の有効体積（炉内ガスが実際に存在している領域の体積）をできるだけ減らすことが有効である。このとき、
τ＝炉内Ａｒガスｍｏｌ数／Ａｒガス流量［ｍｏｌ／ｓｅｃ］
（ただし炉内Ａｒガスｍｏｌ数∝炉内有効体積×炉内Ａｒガス密度）
で定義されるガス滞留時定数τを目安にすると、ガス排気速度の程度を把握することができる。ここで炉内Ａｒガス密度は、気体の状態方程式ＰＶ＝ｎｋＴから、ｎ／Ｖ＝Ｐ／ｋＴで求められる量である。なお、実際の炉内有効体積を見積もるのは多少手間がかかるので、代わりに炉内設計体積（炉自体の内部空間体積）をとって求めたτを相対目安に用いても、以後の議論に差し支えはない。【００３８】
そこで炉内体積として、この炉内設計体積をとった場合、これまでの経験によると、ＣＯガス汚染を有効に低減するのに必要なτは、最大２５ｓｅｃ以下、望ましくは１５ｓｅｃ以下である。ただし、密閉型坩堝を用いる場合はこの条件は緩和できる。
また、前記Ａｒガスフロー経路も非常に重要な設計要素である。基本的にはシリコン融液表面に新鮮なＡｒガスが吹き付けられるようにし、以後逆流してくる成分がないようにＡｒガス流を一方向にそろった層流状にして（乱流部分が生じないように）、排気口にまで導くように炉内構造を設計するが、密閉型坩堝とすれば、ここに述べた目的はほぼ自動的に達成できる。【００３９】
また、前記炭素材ヒーターや断熱材の配置は、シリコン融液面位置とＡｒ流経路との関係から最適条件を探す必要がある。ただし、図５に示すような密閉型坩堝を用いれば、ここに述べた目的はほぼ自動的に達成できる。
図５は、本発明に用いる密閉型坩堝を示す断面図である。この密閉型坩堝は、坩堝本体１２と、取り外し可能な坩堝の蓋１３とから構成されている。【００４０】
坩堝の蓋１３には、Ａｒガスを坩堝内に流すため、Ａｒガスを導入するための導入口１４が形成されている。また、坩堝本体１２と蓋１３との間には、Ａｒガスを坩堝外に逃がすための隙間が存在している。
また坩堝本体１２の底部には、シリコン融液を鋳型に注湯するための開閉可能な注湯口１５が設けられている。【００４１】
なお「Ｈ」は、坩堝を加熱するために、炭素材料で構成された加熱ヒーター又は断熱部材を表す。
さらに、坩堝の蓋１３を着脱するための蓋昇降機構（図示せず）を溶解炉内に設けるようにしても構わない。これは、ドーパントを投入するために、坩堝の蓋１３を取り、ドーパントの投入後、再度蓋１３を置くためである。しかし、蓋１３の着脱は必須ではない。蓋が着脱できなくても、ドーパント投入のための穴や機構などが坩堝又は蓋に設けられていればよい。【００４２】
この密閉型坩堝を用いてシリコンを溶融させると、坩堝内のＣＯ分圧低減効果が得られるので、いたずらにＡｒ流量を増やさずとも、融液とＣＯガスとの接触を低減することができる。したがって、少量のＡｒ流量で効率的かつ極限にまで炭素汚染を低減することができる。
次に、前記（２）の溶解時間の短縮については、溶解用に投入される熱エネルギーを効率的にシリコン原料に与えることで、溶解開始から完全溶解に至るまでの時間を短縮することが、ＣＯ汚染の低減のためには好ましい。【００４３】
具体的には、溶解用加熱ヒーターの出力アップとヒーター配置の最適化、及び炉内断熱材配置の最適化、さらに必要であれば溶解炉内部材の予備加熱、等の対策を図って実現することができる。
例えば８０ｋｇのＳｉ原料の溶解においては、通常２〜４時間程度の加熱時間で完全溶解にまで至らせることができる。【００４４】
なお、太陽電池の効率を最大限に高めるには、公知のように、適当なドープ元素の導入によるｐ型あるいはｎ型の制御、及びドーピング濃度の制御が必要である。ドーピングは、ドーピング材料をＳｉ原料と一緒に坩堝内にセットして溶解混合させるか、あるいはＳｉ融液中に投入して溶解混合させることで実現する。
このときｐ型化ドーピング元素としてはＢ（ボロン）、ｎ型化ドーピング元素としてはＰ（リン）を用いることが望ましい。ドーピング量としては、後述する太陽電池特性が最大となるように、凝固インゴット中のドーピング元素濃度が１Ｅ１６〜１Ｅ１７[atoms/cm3]程度となるように調節する（この場合、得られる基板の比抵抗値は０．２〜２Ω・ｃｍ程度となる）。【００４５】
具体的には、ドーピング元素ごとの偏析係数（分配係数）を考慮してドーピング量の調節は行われなければならないが、例えばＢ（ボロン）を例にとれば、Ｂの偏析係数は約０．８であるので、もし凝固インゴットの初期凝固部（インゴット底部）のＢ濃度を１Ｅ１６[atoms/cm3]としたければ、融液中のＢ濃度は１Ｅ１６／０．８＝１．２５Ｅ１６[atoms/cm3]となるようにドーピング量を決定すればよい。【００４６】
このドーパント投入後、図４(d)に示すように、上記溶解プロセスで完全溶解に至ったシリコン融液を、できるだけ速やかに炉内に設置した鋳型に注湯し、シリコン融液を凝固させる（キャスト法）。このとき炉内はＡｒガス雰囲気とし、Ａｒ流量は１０〜１００Ｌ／ｍｉｎ、Ａｒガス圧は１ｋＰａ〜１００ｋＰａ（大気圧）程度の範囲で調節する。
なお、図４(d)では、シリコン融液を鋳型に注湯するために、坩堝本体１２の底部に設けられた注湯口１５から注湯しているが、坩堝を傾けてシリコン融液を坩堝の上部から鋳型に注湯する方法を採用してもよい。この場合、坩堝本体１２の底部に注湯口を設ける必要はない。図６に示すように、シリコン融液を坩堝の上部から鋳型に注湯してもよい。【００４７】
鋳型としては、グラファイト材やカーボン材といった炭素系材料で構成することもできるし、石英や石英ガラス、あるいはセラミックといった材料を用いることもできる。
図７は、本発明の密閉型鋳型の構造を示す断面図である。
この鋳型は、鋳型本体２１と、取り外し可能な鋳型の蓋２２とから構成されている。鋳型の蓋２２には、Ａｒガスを鋳型内に流すため、Ａｒガスを導入するための導入口２３が形成されている。また、鋳型本体２１と蓋２２との間には、Ａｒガスを坩堝外に逃がすための隙間が形成されている。２４は、鋳型の底部に配置された冷却板である。【００４８】
さらに、鋳型の蓋２２を着脱するための蓋昇降機構（図示せず）を溶解炉内に設けるようにしてもよい。これは、後述するように石英粉末、石英片あるいは石英線などの酸素供給源を鋳型内のシリコン融液に投入するためのものである。しかし、蓋２２の着脱は必須ではなく、蓋が着脱できなくても、前記酸素供給源を投入するための穴や機構などが鋳型２１又は蓋に設けられていればよい。【００４９】
鋳型内壁には離型材を予め塗布しておき、凝固・冷却後にインゴットを鋳型から取り外しやすくしておく。このとき離型材は鋳型材料とシリコン融液との接触反応を防止する役目も果たし、鋳型材料中の不純物がシリコン融液中に混入することを防ぐ。
離型材としては、ＳｉＮ粉末を用いることができる。場合によっては、ＳｉＮ粉末にＳｉＯ２粉末を適量混ぜることで離型材の強度を上げて出湯・凝固中における離型材のはがれや倒れこみを有効に防止することができる。なお、離型材の鋳型内壁への塗布は、離型材粉末原料とＰＶＡなどの有機材料とを適当な混合比で混合して粘性を持たせた状態で行い、塗布後に加熱処理して有機材料成分を除去する。【００５０】
シリコン融液の凝固は、鋳型底部から上方に向かって一方向に凝固させるように（一方向凝固性を高めるために）行われる。このとき鋳型−シリコン全体の熱流バランスを調節するとよい。具体的には鋳型底部からの抜熱を、冷却板を鋳型底部に接触させることで促進するとともに、シリコン融液頭部からの熱放射による抜熱を抑制する。後者は、シリコン融液上部の炉内断熱性を向上させたり、あるいは必要であれば加熱ヒーターＨで入熱して調整する。【００５１】
また、この鋳型における凝固時間の短時間化については、鋳型底部からの効率的な抜熱を実現するために、冷却板／鋳型接触面積の増大（例えば接触面を凹凸形状にした噛み合わせ構造とする）、冷却板肉厚の薄肉化、冷却媒体流量の増大、鋳型底部材料の薄肉化及び高熱伝導化（高密度グラファイトなどを使用）、などの対策を行い、さらに場合によっては一方向凝固性を損なってでも抜熱能力を高めるために、鋳型底部同様、鋳型側部からも冷却する対策が可能である。【００５２】
また、同一重量のシリコンインゴットを鋳造するのであれば、インゴット高さをできるだけ低くし、鋳型底面積をできるだけ大きくとって抜熱効率を高めることが有効である。また離型材の熱伝導性を高めるためには、離型材肉厚をできるだけ薄くし、かつ気孔率の低い緻密な状態で塗布する工夫が重要である。
なお鋳型側壁からの抜熱は、一方向凝固性を高めるためには好ましくないが、離型材あるいは離型材を通しての鋳型からの不純物汚染が多い場合は、意図的に鋳型側壁からの抜熱を進めて（すなわち側壁からの凝固を早めて）、鋳型側壁内面に凝固した結晶シリコン層が不純物拡散ブロックの役目を果たすようにすることもできる。これは、該鋳型側壁部に位置する結晶シリコン領域は、後のインゴット切断時に端材として切断除去されることを見込んで行うものである。【００５３】
ここで避けるべきは、前記溶解段階でも述べた炉内ＣＯガスによるＳｉ融液の炭素汚染である。この炭素汚染低減のため、上記溶解プロセスのところでも述べたように、ガス排気速度を高めて炉内ＣＯ分圧をできる限り低減し、また凝固もできる限り短時間で完了させることが重要である。
ＣＯガス分圧の低減については、図７に示すように、ＣＯガスとＳｉ融液との接触を効果的に低減・遮断できる密閉型鋳型を用いるのが非常に有効である。もちろん、前記溶解プロセスのところで述べた一般的なＣＯガス分圧低減条件を充分整えておくことも必要である。【００５４】
この密閉型鋳型を用いてシリコンを凝固させると、坩堝内のＣＯ分圧低減効果が得られるので、いたずらにＡｒ流量を増やさずとも、融液とＣＯガスとの接触を低減することができる。したがって、少量のＡｒ流量で効率的かつ極限にまで炭素汚染を低減することができる。
ここで、本発明の実施形態に関して最も特徴的なことは、凝固プロセス中での融液中酸素濃度の制御である。【００５５】
なぜならば、融液中の酸素濃度が、凝固後のシリコンの酸素濃度、つまりシリコンインゴット中（あるいはスライス後のシリコン基板中）の格子間酸素濃度［Ｏｉ］を決定するからである。
従来の鋳造法では、凝固プロセス中のシリコン融液中酸素濃度は、極めて高速なＳｉＯガス蒸発によって、凝固進行とともに指数関数的に急減するのが避けられなかった。【００５６】
これは、融液接触材料が、溶解段階での石英からＳｉＮ系離型材に変わることにより、融液への酸素供給が絶たれ、ＳｉＯガスの蒸発のみが一方的に進行するためである。
例えば、８０ｋｇシリコン融液を８時間程度かけて一方向凝固させた場合、シリコン融液を鋳型へ注湯した直後の初期シリコン融液中に１Ｅ１８[atoms/cm3]程度あった酸素は、固化率２０％程度の段階で早くも２Ｅ１７[atoms/cm3]前後にまで濃度低下し、さらに固化率４０％程度では４Ｅ１６[atoms/cm3]前後にまで濃度低下する。ここで、「固化率」とは、インゴットにおける固化の方向に沿って規定した位置をいう。もっとも固化の早いインゴット底部を固化率０％、もっとも固化の遅いインゴット頂部を固化率１００％とする。【００５７】
以上のように従来の多結晶シリコンの鋳造方法では、インゴットの高さほぼ全域に渡って、格子間酸素濃度［Ｏｉ］を２Ｅ１７[atoms/cm3]以上に制御することは不可能であった。
これに対して本実施形態の鋳造方法では、凝固中、融液に固体（ＳｉＯ2）形状で酸素を故意に供給する。これにより、融液中の酸素濃度を制御可能とする。【００５８】
すなわち、本実施形態では、凝固中融液に、意図的に、石英粉末を適量投入したり、石英片あるいはファイバー状の石英線などを適量浸漬したりする。このようにして、融液中酸素を凝固プロセスの全時間域に渡って制御するのである。
この方法は、酸素をガス状態で供給する方法ではないので、炉内の炭素系材料と酸素含ガスとの反応によるＣＯガス発生を回避することができるという利点もある。【００５９】
また、前記した密閉型鋳型と併用すれば、蒸発し続けるＳｉＯガスと炉内炭素系材料との反応でＣＯガスが発生しても、鋳型が密閉されているため、ＣＯガスによるシリコン融液のＣ汚染はほとんど起こらない。
また、融液中への酸素の供給は、融液中炭素のＣＯガス蒸発による脱炭作用を促進する方向に働くので、融液中炭素濃度の低減のためにも好都合である。【００６０】
ここで、石英投入量は、１分あたり、シリコン１ｋｇあたり、約０．００００５ｇ／ｍｉｎ（０．００３ｇ／ｈｒ）以上とするのがよく、より好ましくは約０．０００１ｇ／ｍｉｎ（０．００６ｇ／ｈｒ）以上とするのがよい。投入量がこれ以下であると酸素の蒸発量のほうが多くなってしまい、所望の酸素濃度を満たせなくなり、結晶強度が弱くなる。また、脱炭作用が効かなくなって品質が低下するおそれがある。【００６１】
石英投入量の上限は、０．００１ｇ／ｍｉｎ（０．０６ｇ／ｈｒ）〜０．０１ｇ／ｍｉｎ（０．６ｇ／ｈｒ）とするのがよい。これ以上投入しすぎると酸素析出を誘発しやすくなって、結晶品質低下を招きやすくなる。
具体的には、約３０ｃｍ立方角鋳型中で約８０ｋｇのシリコン融液を約８時間かけて凝固させる場合を例にとれば、酸素の供給量は、石英ＳｉＯ2重量換算で約０．００４ｇ／ｍｉｎ（０．２４ｇ／ｈｒ）以上とするのがよく、より好ましくは約０．００８ｇ／ｍｉｎ（０．４８ｇ／ｈｒ）以上とする。【００６２】
なお、ＳｉＯ蒸発量は、シリコン融液と炉内ガスとの接触面積に比例するので（従ってＳｉ融液の体積はＳｉＯ蒸発量には基本的に関係しない）、鋳型形状が前記と異なる場合、例えば密閉型でない場合はこれを考慮して供給量を調節する必要がある。
いままでの説明では、シリコンインゴットの鋳造にキャスト法を用いた場合について説明したが、これに限る必要はない。すなわち、鋳型内で原料を溶解しそのまま凝固させる鋳型内溶解凝固法、溶融シリコンを例えばグラファイト材上にシート状に導いて凝固固化させるシートシリコン形成法、あるいは溶融シリコンからシリコンを板状に引き上げつつ凝固固化させるリボン法、などにおいても本発明を適用することは可能である。【００６３】
例えば鋳型内溶解凝固法につい説明すると、図７と同様の構造を有する鋳型を用いる。
この鋳型にシリコンを投入し、前記鋳型に蓋２２をして実質的に密閉し、加熱工程に入り、前記鋳型の中でシリコンの溶融を行う。このとき冷却板２４からの冷却を避けるため、冷却板２４に昇降機構を設けておき、鋳型から冷却板２４を遠ざけるようにするか、冷却媒体のフローを止めるとよい。前述したのと同様、鋳型の密閉効果により、鋳型内のＣＯ分圧を低減できるので、シリコンの炭素汚染を低減することができる。【００６４】
シリコン融液の溶融が完全に行われた後は、シリコン融液の凝固工程に移り、鋳型底部から上方に向かって一方向に凝固させる。
この凝固中に、前述したのと同様、石英粉末、石英片あるいは石英線などの酸素供給源を鋳型内のシリコン融液に投入することによって、融液中の酸素不足を補う。
シリコンが完全に冷却すると、鋳型をはずして、インゴットを取り出す。【００６５】
次に、本発明の多結晶シリコン基板を用いた太陽電池素子を形成する素子化工程について説明する。
まず一導電型の半導体基板として、前記多結晶シリコン鋳造プロセスにおいてＢを１Ｅ１６〜１Ｅ１７[atoms/cm3]程度ドープしたｐ型多結晶シリコンインゴットをスライスして多結晶シリコン基板を用意する。ここで、基板厚は３００μｍ以下にし、より好ましくは２５０μｍ以下、さらに好ましくは１５０μｍ以下にする。【００６６】
ここで、ｐ型シリコン基板として、酸素濃度が２Ｅ１７[atoms/cm3]より大きい場合は、後述する逆導電型領域４を形成する熱拡散工程に先立って、この基板を還元雰囲気中で熱処理する熱処理工程を行い、基板の表層部に酸素濃度が２Ｅ１７[atoms/cm3]以下の低酸素濃度領域を形成するようにするのが、良好な素子特性を得るために望ましい。
この熱処理は、例えば、１２００℃×４分〜１０００℃×９０分程度で、還元雰囲気（例えば、Ａｒ、Ｎ2、Ｈ2等の雰囲気下）で行えば良く、これによって酸素を外方拡散させて、低酸素濃度領域を基板の表層部に形成することができる。ここで低酸素濃度領域をさらに深く形成したい場合は処理時間を延長して調節すれば良い。なお、酸素の外方拡散をより促進するためには、還元雰囲気を、特に水素雰囲気とすることが望ましい。【００６７】
また、基板の表層部に低酸素濃度領域を形成する別の方法として、後述する逆導電型領域４を形成する熱拡散工程に先立って、基板の表層部にレーザー照射して、この表層部を溶融させた後に再結晶化させることによって、基板の表層部に酸素濃度が２Ｅ１７[atoms/cm3]以下の低酸素濃度領域を形成するレーザー再結晶化工程を用いても良い。
この方法によれば、酸素はレーザー照射して溶融した領域からＳｉＯガスの形で素早く気化脱酸するので、上述の熱処理工程によって外方拡散させるよりも効率的に酸素濃度の低減を実現することができるし、基板を高温に熱処理する必要もなく、処理時間も比較的短時間で済むので、低コスト化に有利である。なお、レーザー再結晶化を適用する領域としては、表集電極１が形成される基板表層領域とし、表集電極１であるバスバー電極１ａ及びフィンガー電極１ｂの両方とすることが望ましいが、バスバー電極１ａの領域だけ選択的に照射しても構わない。このようにすることで表電極下のｐｎ接合部空乏領域の主要領域における酸素濃度を選択的に制御することができる。【００６８】
以上のように、後にｐｎ接合が形成されるべき基板の表層部に２Ｅ１７[atoms/cm3]以下の低酸素濃度領域を形成すれば、セル化工程において基板内に酸素の拡散があったとしても、セル化後の主要空乏領域の酸素濃度を１Ｅ１８[atoms/cm3]以下に抑えることができ、セル化工程を経たことによる特性低下を効果的に防ぐことができる。
酸素濃度を１Ｅ１８[atoms/cm3]以下に抑えるのが望ましいのは、酸素濃度がこの値を超えると、急激に酸素析出量が増大するためである。【００６９】
なお、前記熱処理工程若しくはレーザー再結晶化工程によって、低酸素濃度領域を形成する場合、その厚みが１．０μｍ以上となるようにすることが望ましい。後述する逆導電型領域４はこの低酸素濃度領域に対して、逆導電型のドーピング元素であるＰを熱拡散させて形成するものであり、通常０．２〜０．５μｍ程度の厚さで形成され、ｐｎ接合部を形成する。そしてｐｎ接合部の空乏領域の厚さは約０．４μｍとなるので、低酸素濃度領域の厚みが１．０μｍ以上となるように形成しておけば、全素子化工程を経た後のｐ型バルク領域５側の空乏領域中の酸素濃度をより確実に１Ｅ１８[atoms/cm3]以下にすることができる。【００７０】
なお、本発明のように、基板中炭素濃度を従来値よりも約１桁程度低減している場合は、基板中酸素濃度が２Ｅ１７[atoms/cm3]を超えていても、セルプロセスを経ることによる基板品質低下、すなわち酸素析出の量は極めて少なく抑えることができる。このため、本発明の多結晶シリコン基板を用いる限り、上記した基板表層領域の酸素濃度の低減は、望ましいことではあるが、必須ではない。【００７１】
その後、基板のスライスにともなう基板表層部の機械的ダメージ層や汚染層を除去するために、この基板の表面側及び裏面側の表層部をＮａＯＨやＫＯＨ、あるいはフッ酸と硝酸の混合液などでそれぞれ１０〜２０μｍ程度エッチングし、その後、純水などで洗浄する。
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（粗面化）構造を形成する（不図示）。この凹凸構造の形成にあたっては、上述の基板表層部を除去する際に用いるＮａＯＨなど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など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を一様に形成することは困難である。この場合は、例えばＲＩＥ（Reactive Ion Etching）法など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を基板全域にわたって一様に形成することができる。【００７２】
なお、上述した基板表層部に低酸素濃度領域を形成する熱処理工程やレーザー再結晶化工程は、本凹凸構造形成プロセス後に適用しても同様の効果を得ることができる。
次にｎ型の逆導電型領域４を形成する。ｎ型化ドーピング元素としてはＰ（リン）を用いることが望ましい。ドーピング濃度は１Ｅ１８〜５Ｅ２１[atoms/cm3]程度とし、シート抵抗が３０〜３００Ω／□程度のｎ+型とする。これによって上述のｐ型バルク領域との間にｐｎ接合部が形成される。ここで、ｐｎ接合部は、ｐ型バルク領域側に広がった空乏領域と逆導電型領域４側に広がった空乏領域から構成される。【００７３】
逆導電型領域４の製法としては、ガス状態にしたＰＯＣｌ３（オキシ塩化リン）を拡散源とした熱拡散法を用いて、温度７００〜１０００℃程度でｐ型シリコン基板の表層部にドーピング元素（Ｐ）を拡散させることによって形成する。このとき拡散層厚は０．２〜０．５μｍ程度とするが、これは拡散温度と拡散時間を調節することで、所望のドーププロファイルを形成することで実現できる。また、シート抵抗値は、好ましくは４５〜１００Ω／□程度とし、より好ましくは６５〜９０Ω／□程度とする。【００７４】
なお、上述の通常のガス拡散源を用いた熱拡散法では、目的とする面とは反対側の面にも拡散領域が形成されるが、その部分は後からエッチングして除去すれば良い。このとき、この基板の表面側以外の逆導電型領域４の除去は、シリコン基板の表面側にレジスト膜を塗布し、フッ酸と硝酸の混合液を用いてエッチング除去した後、レジスト膜を除去することにより行う。また、後述するように、裏面のｐ+型領域７（ＢＳＦ領域）をアルミニウムペーストによって形成する場合は、ｐ型ドープ剤であるアルミニウム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浅いｎ型拡散層の影響は無視できるようにすることができ、この裏面側に形成されたｎ型拡散層を特に除去する必要はない。【００７５】
なお、逆導電型領域４の形成方法は熱拡散法に限定されるものではなく、例えば薄膜技術及び条件を用いて、水素化アモルファスシリコン膜や、微結晶シリコン膜を含む結晶質シリコン膜などを基板温度４００℃程度以下で形成しても良い。
このように逆導電型領域４を熱拡散法に代えて薄膜技術を用いて低温度で形成する場合は、この工程での酸素の基板側への拡散は無視できるので、基板状態での基板中酸素濃度は最大１Ｅ１８[atoms/cm3]程度まで許容されるし、また基板中酸素濃度がこれよりも高い場合に上述した熱処理工程やレーザー再結晶化工程を基板表層部に適用する場合でも酸素濃度はｐｎ接合部の空乏領域が形成される範囲内で１Ｅ１８[atoms/cm3]以下とできればよく、ｐｎ接合形成前基板状態での酸素濃度要求値を大幅に緩めることができる。ただし、本発明の多結晶シリコン基板を用いる限り、ここで述べた酸素濃度上限値は必須ではない。【００７６】
なお、逆導電型領域４を、薄膜技術を用いて形成する場合は、以下に述べる各工程の温度を考慮して後段プロセスほど低い工程温度となるようにその形成順序を決めることが必要である。
ここで水素化アモルファスシリコン膜を用いて逆導電型領域４を形成する場合は、その厚さは５０ｎｍ以下、好ましくは２０ｎｍ以下とし、結晶質シリコン膜を用いて形成する場合はその厚さは５００ｎｍ以下、好ましくは２００ｎｍ以下とする。なお、逆導電型領域４を前記薄膜技術で形成するときは、ｐ型バルク領域と逆導電型領域４との間にｉ型シリコン領域（不図示）を厚さ２０ｎｍ以下で形成すると特性向上に有効である。【００７７】
次に反射防止膜６を形成する。反射防止膜６の材料としては、Ｓｉ３Ｎ４膜、ＴｉＯ２膜、ＳｉＯ２膜、ＭｇＯ膜、ＩＴＯ膜、ＳｎＯ２膜、ＺｎＯ膜などを用いることができる。その厚さは、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６の最適膜厚となる）。例えば、一般的に用いられるＳｉ3Ｎ4膜（ｎ＝約２）の場合は、無反射としたい波長を、太陽光スペクトル特性を考慮して６００ｎｍとするならば、膜厚を７５ｎｍ程度とすれば良い。【００７８】
反射防止膜６の製法としては、ＰＥＣＶＤ法、蒸着法、スパッタ法などを用い、ｐｎ接合部を熱拡散法で形成した場合は温度４００〜５００℃程度で、薄膜技術で形成した場合は温度４００℃以下で形成する。なお反射防止膜６は、後述するファイヤースルー法で表集電極１を形成しない場合は、表集電極１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。パターニング法としてはレジストなど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６形成時にマスクを予め形成しておき、反射防止膜６形成後にこれを除去する方法を用いることができる。一方、反射防止膜６の上に表集電極１の電極材料を直接塗布し焼き付けることによって表集電極１と逆導電型領域４を電気的に接触させるいわゆるファイヤースルー法を用いる場合は前記パターニングの必要はない。このＳｉ3Ｎ4膜には、形成の際には表面パッシベーション効果、その後の熱処理の際にはバルクパッシベーション効果があり、反射防止の機能と併せて、太陽電池素子の電気特性を向上させる効果がある。【００７９】
次に、ｐ+型領域（ＢＳＦ領域）を形成する。具体的には、アルミニウム粉末と有機ビヒクルとガラスフリットをアルミニウム１００重量部に対してそれぞれ１０〜３０重量部、０．１〜５重量部を添加してペースト状にしたアルミニウムペーストを、例えばスクリーン印刷法で印刷し、乾燥後に６００〜８５０℃で数秒〜数十分程度の範囲で熱処理する。これによってアルミニウムがシリコン基板中に拡散して裏面で発生したキャリアが再結合することを防ぐｐ+型領域７（ＢＳＦ領域）が形成される。ｐ+型領域７のアルミニウムドープ濃度は、１Ｅ１８〜５Ｅ２１[atoms/cm3]程度とする。【００８０】
このとき、このペースト中の金属成分のうち、ｐ+型領域７の形成に使われずこのｐ+型領域７の上に残存したものは、そのまま裏面集電極８の一部として使うこともでき、この場合は残存成分を塩酸などで特に除去する必要はない。なお、本明細書では、このｐ+型領域７の上に残存したアルミニウムを主成分とする裏面集電極８が存在するものとして扱うが、除去した場合は代替電極材料を形成すれば良い。この代替電極材料としては、後述する裏面集電極８となる銀ペーストを使うことが、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。なお、ｐ型化ドーピング元素としてはＢ（ボロン）を用いることもできる。【００８１】
また、印刷焼成法を用いてこのｐ+型領域７を形成する場合は、既に述べたように、基板表面側の逆導電型領域４形成時に同時に基板裏面側にも形成されているｎ型の領域を除去する必要もなくすことができる。
さらに、このｐ+型領域７（裏面側）は、印刷焼成法に代えて、ガスを用いた熱拡散法で形成することも可能である。この場合は、ＢＢｒ3を拡散源として温度８００〜１１００℃程度で形成する。このとき、既に形成してある逆導電型領域４（表面側）には酸化膜などの拡散バリアをあらかじめ形成しておく。また、この工程によって反射防止膜６にダメージが生じる場合は、この工程を反射防止膜６形成工程の前に行うことができる。またドーピング元素濃度は、１Ｅ１８〜５Ｅ２１[atoms/cm3]程度とする。これによってｐ型バルク領域とこのｐ+型領域との間にＬｏｗ−Ｈｉｇｈ接合を形成することができる。【００８２】
なお、ｐ+型領域の形成方法は、印刷焼成法やガスを用いた熱拡散法に限定されるものではなく、例えば薄膜技術を用いて水素化アモルファスシリコン膜や微結晶シリコン相を含む結晶質シリコン膜などを基板温度４００℃程度以下で形成しても良い。特にｐｎ接合部を、薄膜技術を用いて形成した場合は、ｐ+型領域の形成も薄膜技術を用いて行う。このとき膜厚は１０〜２００ｎｍ程度とする。このとき、ｐ+型領域とｐ型バルク領域との間にｉ型シリコン領域（不図示）を厚さ２０ｎｍ以下で形成すると特性向上に有効である。ただし薄膜技術を用いて形成する場合は、以下に述べる各プロセスの温度を考慮して後段プロセスほど低いプロセス温度となるようにその形成順序を決めることが望ましい。【００８３】
次に、基板の表面及び裏面に銀ペーストを塗布・焼成することにより、表集電極１及び裏面出力電極９を形成する。これらは、銀粉末と有機ビヒクルとガラスフリットを銀１００重量部に対してそれぞれ１０〜３０重量部、０．１〜５重量部を添加してペースト状にした銀ペーストを、例えばスクリーン印刷法で印刷、乾燥後に同時に６００〜８００℃で数秒〜数分程度焼成することにより印刷面に焼き付けられる。【００８４】
なお、表集電極１と裏面出力電極９とは同時に（１回で）焼成することがコスト的には望ましいが、特に裏面電極の電極強度特性の関係上、２回に分けて焼成した方が良い場合もある（例えば、先に表集電極１を印刷焼成し、次いで裏面出力電極９を印刷焼成する、など）。
なお、製法としては印刷焼成法以外にも、スパッタ法、蒸着法などの真空製膜法を用いることができるが、特にペーストを用いた印刷焼成法では、いわゆるファイヤースルー法によって、反射防止膜６をパターニングすることなしに、表集電極１となる金属含ペーストを反射防止膜６上に直接印刷し焼成処理をすることによって表集電極１と逆導電型領域４との間に電気的コンタクトをとることができ、製造コスト低減に非常に有効である。なお、表集電極１の形成は、裏面側のｐ+型領域７の形成に先立って行われても良い。【００８５】
さらに電極と半導体領域との接着強度を特に高めるため、ペーストを用いた印刷焼成法ではＴｉＯ2などの酸化物成分をペースト中にわずかに含ませ、また、真空製膜法では電極と半導体領域との界面にＴｉを主成分とした金属層を挿入すると良い。なお、裏側電極の場合は、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。裏面集電極８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。【００８６】
なお、裏面集電極８と裏面出力電極９とは重なり合って厚くなると割れやピールが生じやすいので、出力取出用の裏面出力電極９を形成した後、裏面集電極８は、裏面出力電極９をできるだけ覆わないように導通が取れる程度の状態で形成するのが望ましい。また、この裏面出力電極９と裏面集電極８を形成する順番はこの逆でも良い。また、裏側電極においては前記構造をとらず、表集電極１と同様の銀を主成分とするバスバー部とフィンガー部で構成された構造としても良い。【００８７】
なお、逆導電型領域４やｐ+型領域７を、薄膜技術を用いて形成した場合も、表集電極１、裏面集電極８及び裏面出力電極９は、印刷法、スパッタ法、蒸着法、などを用いて形成することができるが、工程温度は薄膜層のダメージを考慮して４００℃以下にする。
最後に、必要に応じて半田ディップ処理によって表集電極１及び裏側電極上に半田領域を形成する（不図示）。なお、半田材料を用いない半田レス電極とする場合は半田ディップ処理を省略する。【００８８】
以上によって、本発明の高品質な多結晶シリコン基板を実現でき、さらにこれを用いた高特性な太陽電池素子及び太陽電池モジュールを実現することができる。
このようにして形成された光電変換素子である太陽電池素子は、通常、太陽電池素子一枚では発生する電気出力が小さいため、一般的に複数の太陽電池素子を直並列に接続した太陽電池モジュールとして用いられる。そして、さらにこの太陽電池モジュールを複数枚組み合わせることによって、実用的な電気出力が取り出せるように構成される。【００８９】
太陽電池モジュールの代表的構造図を図８、図９に示す。
図８は一般的な太陽電池モジュールの構造を示す断面図であり、図９は受光面側からこの太陽電池モジュールを見た上視図である。
１１は太陽電池素子、４１は太陽電池素子同士を電気的に接続する配線部材、４２はガラスなどからなる透明部材、４３はポリエチレンテレフタレート（ＰＥＴ）や金属箔をポリフッ化ビニル樹脂（ＰＶＦ）で挟みこんだ裏面保護材、４４は透明のエチレンビニルアセテート共重合体（ＥＶＡ）などからなる表面側充填材、４５はＥＶＡなどからなる裏側充填材、４６は出力取出配線、４７は端子ボックス、４８は太陽電池モジュールの枠を示す。【００９０】
図８に示すように、透明部材４２の上に、透明のエチレンビニルアセテート共重合体（ＥＶＡ）などからなる表側充填材４４と、配線部材４１によって隣接太陽電池素子の表面電極と裏面電極とを交互に接続された複数の太陽電池素子１１と、ＥＶＡなどからなる裏側充填材４５と、例えばポリエチレンテレフタレート（ＰＥＴ）や金属箔をポリフッ化ビニル樹脂（ＰＶＦ）で挟みこんだ裏面保護材４３とを順次積層して、ラミネータの中で脱気、加熱して押圧することによって一体化させ太陽電池モジュールを完成することができる。【００９１】
その後必要に応じてアルミニウムなどの枠４８を周囲にはめ込む。さらに直列接続された複数の素子の最初の素子と最後の素子の電極の一端は、出力取出部である端子ボックス４７に、出力取出配線４６によって接続される。
これらの太陽電池素子同士を接続する配線部材４１としては、通常、厚さ０．１〜０．２ｍｍ程度、幅２ｍｍ程度の銅箔の全面を半田材料によって被覆したものを、所定の長さに切断し、太陽電池素子の電極上に半田付けして用いる。【００９２】
以上で、本発明の実施の形態を説明したが、本発明の実施は、前記の形態に限定されるものではない。
例えば、上述の説明では、ｐ型シリコン基板を用いた太陽電池について説明したが、ｎ型シリコン基板を用いた場合にも、説明中の極性を逆にすれば同様の工程によって本発明を適用することができる。【００９３】
また、上述の説明では、シングル接合の場合について説明したが、半導体多層膜からなる薄膜接合層をバルク基板使用接合素子に積層して形成した多接合型であっても、本発明を適用することができる。
また、上述の説明では、バルク型シリコン太陽電池を例にとったが、本発明はこれら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、光入射面を有する結晶シリコンを構成要素にもつｐｎ接合部を備えた光電変換素子であって、前記光入射面への光照射によって前記半導体領域で生じた光生成キャリアを電流として集める太陽電池以外の光センサなどの光電変換素子一般に適用できる。
【実施例】
【００９４】
以下、上述の実施形態に沿って作製した多結晶シリコン基板を用いた太陽電池素子について、シリコンインゴット鋳造時における意図的酸素供給量と素子特性との関係を調べた実験結果について説明する。
＜鋳造＞
鋳造は、開放坩堝及び開放鋳型を用いた条件（インゴットＮｏ．１）と、図５に示す密閉型坩堝及び図７に示す密閉型鋳型を用いた条件（インゴットＮｏ．２〜Ｎｏ．６）の２種類について行った。【００９５】
シリコン原料は８０ｋｇである。ボロン（Ｂ）のドーピング条件は、インゴット底部における比抵抗値ρｂが２Ω・ｃｍになるように、その量を調節した。
溶解プロセス時間は４時間（そのうち溶解開始から完全溶解までにかかる実質的融液存在時間は約２時間）、凝固プロセス時間は７．５時間、炉内Ａｒガス圧は１０ｋＰａ、Ａｒガス流量は５０Ｌ／ｍｉｎに調節した。【００９６】
融液中への意図的酸素供給は、石英粉末をシリコン融液に一定の時間間隔で少量ずつ落下溶解させることで行った。
単位時間あたりの石英粉末の供給重量[g/min]は、
インゴットＮｏ．１：０．０００[g/min]
インゴットＮｏ．２：０．０００[g/min]
インゴットＮｏ．３：０．００２[g/min]
インゴットＮｏ．４：０．００４[g/min]
インゴットＮｏ．５：０．００８[g/min]
インゴットＮｏ．６：０．０１６[g/min]
である。【００９７】
このようにして鋳造されたインゴットを各固化率の位置で切断・スライス加工し、厚さ約２５０μｍ、サイズ１５０ｍｍ×１５５ｍｍ、の平板状の多結晶シリコン基板を得た。
＜不純物分析＞
不純物濃度分析用基板は、それぞれのインゴットにおける固化率約２０％、４０％、６０％、８０％位置からそれぞれ１枚ずつ抜き取り、ＦＴ−ＩＲ（フーリエ変換赤外分光光度計）及びＳＩＭＳ（Secondary Ion Mass Spectrometry、二次イオン質量分析法）を用いて所望の分析を行った。【００９８】
結晶シリコン基板中の格子間酸素濃度［Ｏｉ］をＦＴ−ＩＲによって測定し、全炭素濃度［Ｃ］、全窒素濃度［Ｎ］をＳＩＭＳで計測した。
ここで、結晶シリコン中の窒素の起源は、離型材の主成分たるＳｉＮと考えられる。
ＳＩＭＳとは、加速して細く絞った一次イオンビーム（酸素、セシウムなど）を真空中で試料に照射し、スパッタリングにより試料表面から飛び出す粒子のうち、二次イオンを電場で引き出して質量分析を行う方法である。標準サンプルと比較することによって絶対濃度を換算する。今回の測定条件は次のとおりである。
使用装置：Ｃａｍｅｃａ社  ＩＭＳ−４ｆ
一次イオン種：Ｃｓ＋
一次イオン加速電圧：１４．５ｋＶ
一次イオン電流：１２０ｎＡ
ラスター領域：１２５μｍ
分析領域：３０μｍφ
測定真空度：１Ｅ−７
ＦＴ−ＩＲは、光源部、干渉計、試料部、検出部、データ処理部から構成される。光源部より出た光は、干渉計に入り、干渉波となって試料を通過する。その際、試料を構成する分子中の原子または原子団の振動エネルギーに対応した固有の振動数の光が吸収される。検出器で得られた信号は、フーリエ変換され元素固有の赤外スペクトルを得る。シリコンの格子間位置における酸素は１１０６ｃｍ-1、置換格子位置の炭素は６０７ｃｍ-1にピークが現れる（特開２００３−２２６５９７号公報、特開平９−２９７１０１号公報など参照）。このピークを標準サンプルと比較することによって絶対濃度を測定する。今回測定条件は次のとおりである。
使用装置：Ｂｒｕｋｅｒ製  ＩＦＳ−６６ｖ／Ｓ
光源：シリコンＣ
検出器：ＤＴＧＳ
ビームスプリッター：Ｇｅ／ＫＢｒ
分解能：８ｃｍ-1
積算回数：１０２４
測定モード：透過
測定エリア：５ｍｍφ
不純物濃度分析は、インゴットＮｏ．１〜Ｎｏ．６の分析用基板について、基板端部１ｃｍ幅を除いた基板の４点について行った。【００９９】
これらの４点における各濃度［Ｏｉ］とそれらの平均濃度、４点における各濃度［Ｃ］とそれらの平均濃度、４点における各濃度［Ｎ］とそれらの平均濃度を求めた。その結果を表１、表２に示す。【０１００】
【表１】
2006104107.tif 000002
【０１０１】
【表２】
2006104107.tif 000003
【０１０２】
条件１ａ、条件１ｂ、条件２を次のように定義する。
［Ｏｉ］≧２Ｅ１７[atoms/cm3]  （条件１ａ）
［Ｏｉ］＋３０×［Ｎ］≧２Ｅ１７[atoms/cm3]（条件１ｂ）
［Ｃ］≦１Ｅ１７[atoms/cm3]  （条件２）
この表１から、インゴットＮｏ．１については、どの固化率の基板も、基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域の全４点において、前記条件１ａ又は１ｂ及び前記条件２を満していない。【０１０３】
インゴットＮｏ．２については、固化率２０％の基板が、基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域の全４点において、前記条件１ａ及び前記条件２を満している。固化率４０％の基板は、基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域の全４点において、前記条件１ｂ及び前記条件２を満している。固化率６０％，８０％の基板は、全４点において、前記条件１又は１ｂ及び前記条件２を満していない。【０１０４】
インゴットＮｏ．３については、固化率２０％の基板が、基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域の全４点において、前記条件１ａ及び前記条件２を満している。固化率４０％，６０％の基板は、基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域の全４点において、前記条件１ｂ及び前記条件２を満している。固化率８０％の基板は、全４点において、前記条件１ａ又は１ｂ及び前記条件２を満していない。【０１０５】
インゴットＮｏ．４については、固化率２０％の基板が、基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域の全４点において、前記条件１ａ及び前記条件２を満している。固化率４０％〜８０％の基板は、基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域の全４点において、前記条件１ｂ及び前記条件２を満している。
インゴットＮｏ．５については、どの固化率の基板も、基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域の全４点において、前記条件１ａ及び前記条件２を満している。【０１０６】
インゴットＮｏ．６については、どの固化率の基板も、基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域の全４点において、前記条件１ａ及び前記条件２を満している。
以上のことから、基板端部１ｃｍ幅領域を除いた領域の全４点において、前記条件１ａ及び前記条件２を満している基板（インゴットＮｏ．２の固化率２０％の基板、インゴットＮｏ．３の固化率２０％の基板、インゴットＮｏ．４の固化率２０％の基板、インゴットＮｏ．５のすべての基板、インゴットＮｏ．６のすべての基板）は本発明の基板であるといえる。【０１０７】
なお、今回の実験では該当がなかったが、同領域の少なくとも一部において、前記条件１ａ及び前記条件２又は前記条件１ｂ及び前記条件２が満たされている基板も本発明の基板である。本発明の範囲内とする理由は、一方向凝固性が充分に確保できている通常の鋳造方法で製造したインゴットであれば、インゴットの成長方向に垂直な方向に切り出した基板面内での［Ｏｉ］や［Ｃ］の分布はほぼ均一であり、変動があってもたかだか数％程度以内である。したがって、同領域の少なくとも一部において前記条件１ａ及び前記条件２が満たされていれば、基板の他の領域においても、前記条件１ａ及び前記条件２が満たされていると推定できるからである。【０１０８】
なお、同領域のすべての点において、前記条件が満たされていない基板は、本発明の範囲外の基板である。
＜素子測定＞
つぎに、インゴットＮｏ．１〜Ｎｏ．６の各固化率位置の基板を用いて、太陽電池素子を作成した。【０１０９】
主な素子作製条件は以下のとおりである。
逆導電型領域４は、シート抵抗６５Ω／□を目標としてＰＯＣｌ3を拡散源とした熱拡散法で形成した。また表集電極１は、銀を主成分としたＡｇペーストを用いて印刷焼成法で形成した。このときの焼成は、ＩＲ炉を用いたＲＴ処理とし、またファイヤースルー法を適用した。また、表集電極１は、基板端辺１５５ｍｍ方向に平行に２ｍｍ幅のバスバー電極１ａを２本、基板端辺１５０ｍｍ方向に平行に１００μｍ幅のフィンガー電極１ｂを６３本配置したパターンとした。【０１１０】
これらの素子について、平均素子効率とクラック・ワレ不良率をそれぞれ測定した。なお、クラック・ワレの検査は、目視検査及び耳聴検査（基板をたたいた場合に発生する振動音によって良否判定する方法）で行った。
前記インゴットＮｏ．１〜Ｎｏ．６について、基板端部１ｃｍ幅を除いた基板の４点の［Ｏｉ］について求めた平均濃度、４点の［Ｃ］について求めた平均濃度、４点の［Ｎ］について求めた平均濃度、作製した太陽電池素子の平均素子効率とクラック・ワレ不良率を表３にまとめる。【０１１１】
【表３】
2006104107.tif 000004
【０１１２】
表３より、本発明の密閉坩堝・密閉鋳型において、炭素不純物濃度が著しく減少していることが分かる。
また、シリコン融液に石英を補充して酸素を供給することにより、クラック・ワレ不良率が減少し、素子効率も向上している。この理由としては、結晶シリコン中の酸素濃度が増えたことによって転位の不動化（酸素が転位線上に集合し、転位が固着されることによる）が促進され、転位の増殖が抑えられているためではないかと推測される。【０１１３】
また、窒素の転位固着能力は格子間酸素の約３０倍であることがＣＺ技術において知られているが、本実施例においてもこれに整合した結果となっている。
【図１】
2006104107.tif 000005
【図２】
2006104107.tif 000006
【図３】
2006104107.tif 000007
【図４（ａ）】
2006104107.tif 000008
【図４（ｂ）】
2006104107.tif 000009
【図４（ｃ）】
2006104107.tif 000010
【図４（ｄ）】
2006104107.tif 000011
【図５】
2006104107.tif 000012
【図６】
2006104107.tif 000013
【図７】
2006104107.tif 000014
【図８】
2006104107.tif 000015
【図９】
2006104107.tif 000016
【国際調査報告】
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2006104107.tif 000018
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