ヘテロ接合太陽電池の製造方法であって、結晶シリコン基板を提供する工程と、基板の第1主面上に薄いパッシベーション層を提供する工程と、水素を含むプラズマを用いて薄いパッシベーション層をプラズマ処理する工程と、薄いパッシベーション層の上に、アモルファスシリコンを含む第2層を提供する工程と、を含む方法。プラズマ処理は、第2層を提供する前に行われる請求項1に記載の方法。プラズマ処理は、第2層の提供した後に行われる請求項1または2に記載の方法。薄いパッシベーション層は、イントリンシックな水素化アモルファスシリコンを含む請求項1~3のいずれかに記載の方法。薄いパッシベーション層は、SiONおよび/またはSiOxx=1、2および/またはSiCを含む請求項1~3のいずれかに記載の方法。薄いパッシベーション層の膜厚は、プラズマ処理の後において、100nmより薄い請求項1~5のいずれかに記載の方法。薄いパッシベーション層の膜厚は、プラズマ処理の後において、10nmより薄い請求項6に記載の方法。薄いパッシベーション層の膜厚は、プラズマ処理の後において、1nmと10nmとの間である請求項7に記載の方法。薄いパッシベーション層の膜厚を提供する工程は、薄いパッシベーション層を成長する工程を含む請求項1~8のいずれかに記載の方法。薄いパッシベーション層を成長する工程は、プラズマ強化CVDプロセスを含む請求項9に記載の方法。SiH4、SiH2Cl2、SiHCl3、またはSiCl4を含むシリコン前駆体ガスを用いて薄いパッシベーション層を成長する工程を含む請求項9または10に記載の方法。0.1Torrと2Torrの間の圧力で薄いパッシベーション層を提供する工程を含む請求項11に記載の方法。シリコン前駆体ガスは、H2で希釈される請求項11に記載の方法。シリコン前駆体と水素との間の希釈比は、1:2から1:6の範囲に含まれる請求項13に記載の方法。0.1Torrと5Torrの間の圧力で、薄いパッシベーション層を提供する工程を含む請求項13または14に記載の方法。100°Cと200°Cの間の温度で、薄いパッシベーション層を提供する工程を含む請求項1~15のいずれかに記載の方法。基板の第1主面上に薄いパッシベーション層を提供する工程と、プラズマ処理を行う工程とは、真空チャンバで真空をブレイクすることなく、同じ真空チャンバ中で行われる請求項1~16のいずれかに記載の方法。プラズマ処理の時間は、10秒から120秒の範囲内に含まれる請求項1~17のいずれかに記載の方法。プラズマ処理の電力密度は、0.01W/cm2から0.5W/cm2の範囲内に含まれる請求項1~18のいずれかに記載の方法。第1主表面は太陽電池の表面に対応し、第2主表面は太陽電池のエミッタ層に対応する請求項1~19のいずれかに記載の方法。第1主表面は太陽電池の裏面に対応し、第2主表面は裏面フィールド層に対応する請求項1~20のいずれかに記載の方法。以下の詳細な説明では、多くの特定の細部が、全体を通して理解し、特定の具体例でどのように実施するかを示すために記載される。しかしながら、本発明はそれらの特定の細部無しに実施できることは理解できるであろう。他の例では、公知の方法、手続き、および技術は、本発明を不明確にしないために詳細には記載されない。本発明が特定の具体例に関して、所定の図面を参照して記載されるが、これらに限定されるものではない。ここに含まれ、記載された図面は、模式的であり、本発明の範囲を限定するものではない。図面において、所定の要素の大きさは、図示目的で拡大され、それゆえに縮尺通りには記載されていない。更に、説明や請求の範囲中の第1、第2、第3等の用語は、類似の要素間で区別するために使用され、一時的、空間的、格付け、または他の手段での順序を示す必要はない。そのように使用される用語は、適当な状況で交換可能であり、ここに記載された発明の具体例は、ここに記載されまたは図示されたものとは他の順序で動作可能である。更に、説明や請求の範囲中の上、下、上に、下に等の用語は説明目的に使用され、相対的な位置を記載する必要はない。そのように使用された用語は適当な状況下で交換可能であり、ここに記載された発明は、ここに記載や図示されたものとは異なる位置で動作可能であることが理解されるであろう。請求の範囲で使用される含むcomprisingの用語は、それ以降に列挙される手段に限定して解釈すべきではなく、他の要素や工程を排除しない。このように、言及された特徴、数字、工程、または成分は、その通りに解釈され、1またはそれ以上の他の特徴、数字、工程、または成分、またはこれらの組み合わせの存在または追加を排除してはならない。このように、手段AおよびBを含むデバイスの表現の範囲は、構成要素AとBのみを含むデバイスに限定されるべきではない。本発明は、ヘテロ接合界面に薄いパッシベーション層を形成することによる、ヘテロ接合界面パッシベーション方法を提供し、この方法は、従来技術の方法より時間がかからず、この方法は従来技術のパッシベーション法より良好なパッシベーション品質より低い電荷キャリア再結合速度となる。パッシベーション層の膜厚は、接合抵抗の大きな増加無しにヘテロ接合を電流が通れるように選択される。パッシベーション層の膜厚は、好適には100nmより小さく、例えば10nmより小さい。例えばパッシベーション層の膜厚は、1nmと10nmとの間、例えば2nmと7nmとの間でも良い。本発明の方法は、ヘテロ接合界面に薄いパッシベーション層を形成する工程と、薄いパッシベーション層を形成した後に水素プラズマ処理を行う工程とを含む。ヘテロ接合は、例えば結晶シリコン基板とドープされたアモルファスシリコン層との間の接合でも良く、パッシベーション層は、例えば薄いアモルファスシリコン層、例えばイントリンシック水素化アモルファスシリコンi-a-Si:H層でも良い。本発明は、更に、パッシベーション層がアモルファスシリコン層である具体例を開示する。しかしながら、本は詰め言うはこれに限定されるものではなく、例えばSiOxやSiONのような他の材料を、パッシベーション層を形成するために使用しても良い。本発明の第1の形態では、薄いa-Si:Hパッシベーション層を形成する工程は、例えばシリコン源としてSiH4、SiH2Cl2、SiHCl3、またはSiCl4のようなシリコン前駆体を用いて基板上にパッシベーション層を成長する工程を含む。本発明の第2の形態では、薄いa-Si:Hパッシベーション層を形成する工程は、例えばシリコン源としてSiH4、SiH2Cl2、SiHCl3、またはSiCl4のようなシリコン前駆体を用いて基板上にパッシベーション層を成長する工程を含み、シリコン前駆体はH2で希釈される。シリコン前駆体と水素との間の比は、好適には、1:2と1:6の範囲内である。本発明の方法は、特徴的には、単結晶、マルチ結晶、または多結晶のベース領域と、アモルファスのエミッタ層および/またはアモルファスのBSF層を含むヘテロ接合太陽電池の界面パッシベーションのために使用される。パッシベーション方法は、太陽電池のエミッタ側表側および/または太陽電池のBSF側裏側における界面パッシベーションのために使用できる。ヘテロ接合界面パッシベーションのために本発明の方法を使用する場合、パッシベーション層を形成した後のプロセス中の更なる工程は、追加の層を形成することによりヘテロ接合を形成する工程である。例えば、シリコンヘテロ接合太陽電離を形成するプロセス中に、薄いi-a-Si:Hパッシベーション層を形成した後に、エミッタ層またはBSF層を形成するために、ドープされたa-Si:H層を成長しても良い。水素プラズマ処理は、イントリンシックアモルファスシリコン層を形成した後で、例えばドープされたアモルファスシリコン層のような追加の層を形成する前に行っても良い。代わりの具体例では、水素プラズマ処理は、例えばドープされたアモルファスシリコン層のような追加の層を形成した後に行っても良い。水素プラズマ処理は、また、2度行っても良い。即ち、第1の時は、イントリンシックアモルファスシリコン層を形成した後で、例えばドープされたアモルファスシリコン層のような追加の層を形成する前であり、第2の時は、例えばドープされたアモルファスシリコン層のような追加の層を形成した後である。本発明の第1の形態にかかる方法におけるH2プラズマ処理のパッシベーション効果を研究するために試験が行われ、1-3Ωcmの抵抗率と4msより大きなバルクライフタイムを有する、両面研磨、280マイクロメータ厚さ、n型c-Si<110>、フロートゾーンウエハの両面上にi-a-Si:Hが堆積された。ウエハは、H2SO4:H2O24:1混合液を用いて洗浄され、続いてHF:HCl:H2O21:1:20混合液で洗浄された。最後に、化学酸化物を、ウエハ上に、HCl:H2O2:H2O1:1:5を用いて成長させた。i-a-Si:H堆積の前に、HF:HCl:H2O21:1:20への浸漬が2分間行われた。HF/HCl浸漬と堆積チャンバへのウエハの挿入との間に時間は、できる限り短く維持された。次に、RFプラズマ13.56MHzを用いたプラズマ強化化学気相堆積PECVD法の手段により、i-a-Si:H堆積が行われた。これに続いて、真空をブレイクすることなく、同じチャンバ中でH2プラズマに露出させた。表1は、使用された条件の概略を示す。i-a-Si:H層の膜厚は、7nmと8nmとの間の範囲内である。しかしながら、本発明は、表1に示された条件に限定されるものではない。異なるパラメータについての好ましい範囲の例が、表2に示されるが、本発明はこれに限定されるものではない。分光偏光解析法が、i-a-Si:H膜の膜厚と光学定数を決定するために使用された。Tauc-Lorentzモデルが、偏光解析測定から得られた生データの分析に用いられた。このモデルは、ε2分散誘電関数の虚数部分を見出すのを可能にする。小数キャリアのライフタイムが、擬定常状態光伝導度測定QSSPCを用いて測定された。ライフタイムが、1015cm-3の過剰キャリア密度で報告される。高いバルクライフタイムを有するFZ-Si材料が使用されたため、実行表面再結合速度SRVは、ウエハ膜厚dと実効小数電荷キャリアライフタイムTeffとした場合、おおよそSRV=d2Teff-1となる。表1に示されたパラメータに従って堆積されたi-a-Si:H層の膜厚は、7nm~8nmであった。H2プラズマ処理無しに堆積した後、SRVは15.45cm/sであった。フォーミングガス中で250°Cで30分間、アニールして、SRVは10.86cm/sまで減少した。実験が行われ、i-a-Si:H層の堆積後に、フォーミングガスアニールの代わりに水素プラズマ処理が行われた。結晶シリコン基板とi-a-Si:H層との間の界面のパッシベーション品質への、H2プラズマ処理の影響を研究するために、プラズマ電力密度を0.05Wcm2と0.2W/cm2の範囲で変え、水素プラズマへの露出時間を30秒と120秒との間で変えた表1。表面再結合速度は、H2プラズマプロセスパラメータの関数として評価した。図1は、水素プラズマ処理中に異なるプラズマ電力密度を供給した場合に測定された表面再結合速度を示す。露出時間は、75秒で一定に維持された、ゼロ電力の点は、H2プラズマ処理を行わない標準条件に対応する。測定された結果から、i-a-Si:H層の堆積後にはSRVは13cm/scm/秒と29cm/sの間異なるサンプルであることが結論づけられる。水素プラズマ処理後、水素プラズマの電力に応じてSRVは減少する。SRVの最も大きな減少は、最も低いプラズマ電力密度に対して得られる。例えば、0.05W/cm218Wのプラズマ電力密度に対して、サンプルの1つで測定されたSRVは29.1cm/sから6.6cm/sまで減少した。他のサンプルでは、SRVは15.45cm/sから4.7cm/sまで減少した。図2は、異なる水素プラズマ露出時間に対して測定された表面再結合速度を示す。それらの実験では、電力密度は0.05W/cm2で一定に保たれた。露出時間が増加すると、SRVは75秒まで減少し、続いて増加し始める。パッシベーション品質のそれらの傾向を理解するために、偏光解析測定が行われ、i-a-Si:H膜の膜厚と水素含有量が評価された。0.05W/cm2のプラズマ電力密度に対して、異なる水素プラズマ露出時間について、7nmの膜厚の誘電関数の虚数部分ε2を図3に示す。3.6eVのピークは、堆積したままのa-Si:Hの特性である。H2プラズマに露出した後、ピークは移動して大きさは減少する。大きさのこの減少は、主にH2プラズマ露出の最初の75秒で主に発生し次に一定になる。水素含有量は最初の75秒で増加し、この後、膜厚の減少が観察される。これが図4に、水素プラズマ露出時間0.05W/cm2プラズマ電力密度の関数としてアモルファス膜厚を示す、図4に示される。H2プラズマ電力が増加すると、膜中の水素濃度の増加が観察される図5の60秒の露出時間に示すが、膜厚は一定のままである図6、60秒の露出時間。パッシベーションは、実験で用いた条件に対して最適露出時間の75秒まで増加し、その後、露出時間が増えると減少することが分かった。膜の水素含有量はプラズマ露出75秒まで増加し、続いて一定になる。75秒後に、膜厚の減少が観察される図4。このパッシベーション品質の最初の増加は水素含有量の増加によるもので、これはc-Si基板の表面でダングリングボンドのパッシベーションを助ける。75秒後、膜の水素含有量が一定でも、膜の多孔率の増加や膜厚の減少により、i-a-Si:H膜の品質は減少し、これによりH2プラズマ露出の時間とともにライフタイムは減少する。実験において、水素プラズマに対して75秒の最適露出時間が見出されたが、この最適露出時間は、他の膜厚、他の圧力、温度、水素流量等では異なるかも知れない。例えば、膜厚が4nmと5nmの間のi-a-Si:H膜に対して行った実験では、最適水素プラズマ露出時間35秒が見出された。最適水素露出時間は、他のプロセス条件により実験的に決定される。実験では、最も高いライフタイム最良パッシベーション品質は、0.05W/cm2のH2プラズマ電力密度で得られ、続いてH2プラズマ電力密度が増加するに従って減少を始めた。ライフタイムのこの減少は、界面の増加した水素誘起損傷により、それゆえに欠陥密を増加させる。プラズマ処理後のSRVの測定された減少は、フォーミングガスアニール後に得られた値に比較してずっと大きい。水素プラズマ処理を用いた7nm膜厚のi-a-Si:Hで、SRVは15.45cm/sから4.67cm/sに減少したが、一方で、250°Cで30分アニールした場合、表面再結合速度は10.85cm/sであった。薄いi-a-Si:H層のパッシベーション品質への水素プラズマ処理の影響は、また、より薄い層膜厚が4nmから5nmについても調べられた。表1に示す堆積条件が藻散られ、堆積時間は30秒のかわりに20秒であった。異なる露出時間と異なるプラズマ電力に対して得られたSRV値が図7に示される。図7から分かるように、露出時間が増加するとSRVは増加する。またH2プラズマの電力が高いほど、SRVは高かった。比較的厚い膜厚に比較した場合SRVの増加がより低い電力で観察されたが、この傾向は7nmから8nmの膜厚で観察されたものと類似している。最も低いSRV17.8cm/sは、30秒、12W水素プラズマ電力の処理で観察された。より低い水素プラズマ電力でより低いSRV値の達成が可能である。i-a-Si:H層の膜厚に対する0.05W/cm2の水素プラズマ処理の時間露出時間の影響を図8に示す。45秒より短い露出時間では、層の膜厚には影響が無いことが結論づけられる。より長い露出時間例えば75秒では、4nmから5nmの薄い層に対して膜厚の減少が観察された。このように、膜厚の減少は、7nmから8nmの膜厚に比較してより簡単に起きる。本発明の第2の形態にかかる方法において、H2プラズマ処理のパッシベーション効果を調べるために、i-a-Si:H堆積中にH2ガス希釈が、水素プラズマ処理と組み合わせられる追加の実験が行われた。形成されたa-Si層の不規則をより制御するために、水素ガスがシランガスと共にチャンバ中に導入され、i-a-Si:H薄膜が堆積された。堆積に使用されたパラメータは表3に示される。1:3から1:4の水素希釈比と、15秒の堆積時間に対して、膜厚は7nmから8nmであり、最適パッシベーション品質最小SRVがそれらの希釈比で得られた。より低いおよびより高い希釈比に対して、膜はより薄くなり、測定されたSRVは十分に大きかった。本発明の第1の形態で成長させた膜と比較すると、SRVのわずかな減少が、同様の膜厚約7nmから8nmで1:3希釈に対して観察された、例えば、1:3の希釈比を用いた場合、9.84cm/sのSRVが観察され、一方純粋なシランを用いて堆積した同じ膜厚の膜では、SRV値は15.45cm/sであった。水素希釈を用いて堆積した膜の、膜厚のばらつきおよびパッシベーション特性を理解するために、誘電関数の虚数部分ε2が偏光解析を用いて測定された。図9は、さまざまな膜に対して測定されたε2カーブを示す。希釈するほど、ピークシフトと同様に、膜の水素含有量が変化することが見られる。希釈するほど、ピークシフトが高い値に向かうことが観察される。このシフトは、アモルファス相からマイクロ結晶相に膜が進化することを示す。1:4SiH4:H2の希釈の上に、約3.6eVから約4.2eVへの急峻なピークシフトがある。これは、アモルファス相からマイクロ結晶相への変化を示す。より高い希釈比でより高いエネルギに向かうこのピークシフトは、それらの希釈値でエピタキシャル成長に向かうより低い膜厚の観察された点と結びつく。膜中の水素含有量の減少が、膜がより結晶になるに従って観察された。上述の実験では1:3の希釈比で堆積した膜に対して、最高の表面パッシベーション品質低いSRVが得られた。更にパッシベーション品質を向上するために、膜の堆積後に水素プラズマ処理が行われた。プラズマ処理は、0.06W/cm2で、異なる露出時間に対して行われた。図10は、堆積後に異なる水素プラズマ露出時間に対して、1:3の水素希釈を用いて堆積した膜について測定されたSRV値を示す。最高のパッシベーション品質が、45秒の水素プラズマ露出で得られたことがわかる。それらの膜の膜厚は、4nmと5nmの間であった。このように、4nmから5nmの膜厚のi-a-Si:H膜に対して、5.38cm/sのSRVが得られた。