"基板上の酸化物系層の室温湿式化学成長のための組成物であって、フッ素含有酸性水溶液と、Ti、Co、V、Cr、Ni、Sr、Cu、Ce、Y、Zr、Nb、Ru、Rh、Fe、Ba、Pb、Pd、I、Br、Al、Sb、Be、Bi、Hf、Ta、W、La、Ir、Os、As、Sn、Ag及びMgからなる群から選択された1つ又は複数の元素を含む無機還元酸化系と、を含み、珪素を実質的に含まないことを特徴とする組成物。基板上の酸化物系層の室温湿式化学成長のための組成物であって、フッ素含有酸性水溶液と、I、Br、Al、Sb、Be、Bi、Hf、Ta、W、La、Ag、Ir、Os、As、Sn及びMgからなる群から選択された1つ又は複数の元素を含む無機還元酸化系と、を含む、組成物。珪素源を更に含む、請求項2に記載の組成物。前記珪素源が、SiO2で飽和させたコロイドシリカ、H2SiF6、金属ケイ酸塩からなる群から選択される、請求項3に記載の組成物。フッ化物源が、H2SiF6、NH4F、HF、H2TiF6、BaF、BF4、NaF、他の金属及び非金属フッ化物からなる群から選択される、請求項1~4のいずれか1項に記載に記載の組成物。前記無機還元酸化系の成分から選択された、該還元酸化系の還元酸化反応を促進する触媒を更に含む、請求項1~5に記載の組成物。前記触媒が、PdO2C3F32、H2TiF6、TiCl4及びNH42TiF6からなる群から選択される、請求項6に記載の組成物。前記還元酸化系の成分を含む1つ又は複数の化合物を、フッ素含有酸性水溶液成分に溶解させることによって生成される、請求項1~7に記載の組成物。前記化合物が、I2O5とPbO2からなる群から選択される、請求項8に記載の組成物。前記化合物が、I2O5、V2O5、PbO2、Co3O4、NbO、NbO2、Nb2O5、K3FeCn6、FeO、Fe3O4及びFe2O3からなる群から選択される、請求項8に記載の組成物。CoOH2を更に含む、請求項1~10に記載の組成物。前記水溶液が、H2TiF6又はHFを含み、前記還元酸化系が、K3FeCN6を含み、また、該組成物が、有機成分又は珪素源を含まない、請求項1に記載の組成物。前記水溶液が、H2TiF6又はHFを含み、前記還元酸化系が、V2O5を含み、また、該組成物が、有機成分又は珪素源を含まない、請求項1に記載の組成物。前記水溶液が、HFを含み、前記還元酸化系が、PbO2を含む、請求項1又は2に記載の組成物。前記水溶液が、HFを含み、前記還元酸化系が、I2O5を含む、請求項1又は2に記載の組成物。前記水溶液が、HFを含み、前記還元酸化系が、Co3O4を含む、請求項1に記載の組成物。金属化合物を更に含み、当該組成物が、珪素基板に施されると、珪素酸化物系導電膜を前記基板上に形成する、請求項1~16に記載の組成物。前記金属化合物が、金属窒化物、金属塩化物、及び金属フッ化物である、請求項17に記載の組成物。前記金属窒化物が、Bi、Ti、Co、Cu、Se、Ce系窒化物からなる群から選択され、前記金属塩化物及び前記金属フッ化物は、Bi、Ti、Co、V、Ce、Al、La、Mg系塩化物及びフッ化物からなる群から選択される、請求項18に記載の組成物。ドープ半導体層を調製する方法であって、ドープ層を有する半導体基板を準備する工程、及び前記ドープ層に室温湿式化学成長溶液を施すことにより、前記ドープ層をエッチングしつつ、同時に、前記ドープ層から酸化物層を成長させる工程であって、そのエッチングと成長のバランスが、予め選択される特性を持つ酸化物層が得られるように選択される工程、を含むことを特徴とする方法。ドープ半導体層上で反射防止コーティングを調製する方法であって、ドープ層を有する半導体基板を準備する工程、及び少なくとも前記ドープ層に室温湿式化学成長溶液を施すことにより、前記ドープ層をエッチングしつつ、同時に、約1.4から約3.5までの範囲の屈折率を示す組成勾配を持つ酸化物層を前記ドープ層から成長させる工程であって、そのエッチングと成長のバランスは、予め選択される特性を持つ酸化物層が得られるように選択される工程、を含むことを特徴とする方法。基板上での珪素酸化物系層の室温湿式化学成長のための組成物が、フッ素含有酸性水溶液と、Ti、Co、V、Cr、Ni、Sr、Cu、Ce、Y、Zr、Nb、Ru、Rh、Fe、Ba、Pb、Pd、I、Br、Al、Sb、Be、Bi、Hf、Ta、W、La、Ir、Os、As、Sn、Ag及びMgからなる群から選択された1つ又は複数の元素を含む無機還元酸化系と、を含む、請求項20及び21に記載の方法。前記酸化物層を調製する際に、前記ドープ層の略全てが消費される、請求項20~22に記載の方法。前記酸化物層を調製する際に、前記ドープ層の厚さの一部が消費される、請求項20~22に記載の方法。前記ドープ層が、前記基板の片面にある、請求項24に記載の方法。前記ドープ層が、前記基板の両面にある、請求項24に記載の方法。前記ドープ層が、前記基板のサイドエッジにある、請求項25又は26に記載の方法。前記室温湿式化学成長溶液を施す前に、前記ドープ層の一部をマスキングする工程を更に含む、請求項20~27に記載の方法。前記マスクが、レジスト又はメタライゼーションである、請求項28に記載の方法。前記予め選択される特性が、表面組織化、屈折率、酸化物層厚、吸光係数、ドープ層消費量、誘電率、抵抗率及び化学組成からなる群から選択される、請求項20に記載の方法。施与後が、開始層に対して相対的に、前記ドープ層の表面における正味少数キャリア濃度が低減し、前記ドープ層の四探針シート抵抗が増加する、請求項20~29に記載の方法。前記基板が、珪素を含み、前記酸化物層が、SiOxを含む、請求項20~31に記載の方法。前記酸化物層が、該酸化物層の表面での酸素リッチ組成から、該酸化物層の裏側での酸化物プア組成に至る組成勾配を有する、請求項32に記載の方法。前記酸化物層が、パッシベーション層を形成する、請求項32に記載の方法。前記室温湿式化学成長溶液の施与後に、前記酸化物層が、前記ドープ層に対して相対的にドーパント不純物が減少している、請求項32に記載の方法。表面は、前記層の表面で少なくとも50の酸素を含み、酸化物半導体界面では実質的に酸素を含まない、請求項33に記載の方法。金属添加物を含む室温湿式化学成長溶液を前記基板に施す工程を更に含み、これによって、導電酸化膜を成長させる、請求項20~36に記載の方法。前記金属添加物には、Bi、Ti、Co、Cu、Se、Ce系窒化物からなる群から選択される金属窒化物と、Bi、Ti、Co、V、Ce、Al、La、Mg系塩化物及びフッ化物からなる群から選択される金属塩化物及び金属フッ化物と、が含まれる、請求項37に記載の方法。前記添加物には、H3BO4、B2O3、BI3又はB2O3からなる群から選択されるホウ素源が含まれる、請求項37に記載の方法。電子デバイスを処理する方法であって、エミッタ層を有する珪素基板を準備する工程、及び少なくとも前記エミッタ層に室温湿式化学成長溶液を施すことにより、前記エミッタ層をエッチングしつつ、同時に、前記エミッタ層からSiOx層を成長させる工程であって、前記エミッタ層の少なくとも一部が除去される工程、を含むことを特徴とする方法。前記エミッタ層が、前記デバイスの前面にある、請求項40に記載の方法。前記エミッタ層が、前記デバイスの裏面にある、請求項40に記載の方法。前記エミッタ層が、前記基板を略取り囲んでいる、請求項40に記載の方法。接合アイソレーションを形成するために、前記エミッタ層は、前記基板のサイドエッジから除去される、請求項44に記載の方法。前記エミッタ層が、前記デバイスの前面又は裏面のうち一方から除去される、請求項43に記載の方法。薄化されたエミッタ層上にSiOx層を設けるため、前記エミッタは部分的に除去される、請求項43に記載の方法。前記SiOx層が、前記デバイスの入射面上にあって、反射防止コーティングとして機能する、請求項46に記載の方法。前記SiOx層が、前記デバイスの裏面側にあって、反射コーティングとして機能する、請求項46に記載の方法。前記エミッタ層に前記室温湿式化学成長溶液を施す前に、前記エミッタ層の上にマスクを施すことを更に含む、請求項46に記載の方法。前記マスクが、メタライゼーションコンタクト又はレジストである、請求項49に記載の方法。選択エミッタを形成すること、反射防止コーティングを形成する工程、パッシベーション膜を形成する工程、組織化された反射防止コーティングを形成する工程、エミッタを除去する工程、透明導電性酸化物を形成する工程、酸化物系薄膜を形成する工程、犠牲層を形成する工程、エミッタを薄化する工程、電子デバイス表面を洗浄する工程、リンシリカガラスコーティング層を除去する工程、垂直多接合VMJSi太陽電池セルの非メタライズ表面を不活性化する工程、のうち1つ又は複数を遂行するために用いられる、請求項40に記載の方法。エミッタ層を有する基板を処理する方法であって、基板を略取り囲むエミッタを有する珪素基板を準備する工程、及び前記基板のサイドエッジと片面に、一段階の工程で室温湿式化学成長溶液を施すことにより、前記エミッタ層をエッチング除去しつつ、同時に、前記エミッタ層からSiOx層を成長させて、これにより、インタクトなエミッタ面と、接合アイソレーション層と、不活性化された面と、を有するデバイスを得る工程、を含むことを特徴とする方法。前記RTCWG溶液に、前記基板を浮かべるか又は浮遊させることによる、請求項52に記載の方法。前記エミッタ上の残留シリカガラスも同様に除去される、請求項52に記載の方法。エミッタ層を有する基板を処理する方法であって、エミッタ層を有する基板を準備する工程、前記エミッタ層に、一段階の工程で室温湿式化学成長溶液を施すことにより、前記エミッタ層の少なくとも一部をエッチングしつつ、同時に、前記エミッタ層からSiOx層を成長させて、これにより、その上に反射防止層又は反射層が配備されたインタクトなエミッタ面を有するデバイスを得る工程、を含むことを特徴とする方法。エミッタ層を有する基板を処理する方法であって、エミッタ層を有する基板を準備する工程、前記エミッタ層に、一段階の工程で室温湿式化学成長溶液を施すことにより、前記エミッタ層の少なくとも一部をエッチングしつつ、同時に、前記エミッタ層からSiOx層を成長させて、これにより、その上にパッシベーション層が配備されたインタクトなエミッタ面を有するデバイスを得る工程、を含むことを特徴とする方法。前記エッチング及び成長の条件が、組織化された酸化物表面が得られるように選択される、請求項20~56に記載の方法。成長速度が、200nm/minよりも大きい、請求項56に記載の方法。前記エッチング及び成長の条件が、平滑な酸化物表面が得られるように選択される、請求項20~56に記載の方法。成長速度が、約50~200nm/minである、請求項59に記載の方法。前記基板が、単結晶Sic‐Si、多結晶Simc‐Si、poly‐Si、微結晶Siμm‐Si、アモルファス珪素a‐Si、任意の結晶形態のリボン珪素、III‐V、I‐III‐VI、及びII‐VI族化合物半導体、GaAs、CuInSe2、及びCdTe、カーボン基板、グラファイト基板、カーボン繊維、カーボンナノチューブ、からなる群から選択される、請求項20~60に記載の方法。前記ドープ層は、平滑表面、組織化表面、又は多孔質珪素表面を含む任意のウェハアーキテクチャである、請求項61に記載の方法。前記SiOx層は、拡散プロファイルを含む珪素基板上に形成され、該拡散プロファイルでは、該基板のドーパント濃度が一定の深さまで増加した後に、表面ドーパント濃度を下回る濃度まで深さにつれて減少する、請求項32に記載の方法。前記拡散プロファイルによって、0.5μmから0.65μmの間の接合深さ、5E20/cm3から8E20/cm3の間の表面濃度、及び20Ω/sqから25Ω/sqの間のシート抵抗を有するエミッタが得られる、請求項63に記載の方法。太陽電池セルを処理する方法であって、請求項1~20のいずれかに記載の組成物を、ドープ層の上に表面コンタクトと裏面コンタクトを含む太陽電池セルに施す工程であって、非メタライズ表面から前記ドープ層をエッチングバックする工程を含み、その結果、該太陽電池セルの前記非メタライズ表面上に珪素酸化物系反射防止コーティングと、選択エミッタが形成され、エッジから接合が除去される、方法。太陽電池セルを処理する方法であって、請求項1~20のいずれかに記載の組成物を、残留珪素ガラスでコーティングされたドープ層を有する珪素基板に施す工程を含み、これによって、前記残留珪素ガラスは除去され、また、前記組成物が前記基板ウェハの裏面及びサイドエッジと反応することで、これらの表面から前記ドープ層の大部分を除去すると共に、裏面及びサイドエッジ上にパッシベーション薄膜層を成長させ、その後、表面コンタクトと裏面コンタクトを前記基板の前面と裏面に堆積させて、焼成し、最後に、前記組成物を前記基板の前面と反応させることで、反射防止コーティングと選択エミッタを形成し、前記基板のエッジに未だ存在する接合を更に減少させる、方法。太陽電池セルを処理する方法であって、請求項1~20のいずれかに記載の組成物を、残留珪素ガラスでコーティングされたドープ層を有する珪素基板に施すことで、非メタライズ表面上にホウ素含有パッシベーション薄膜を成長させると共に、基板表面と基板エッジから、前記残留リンシリカガラスと前記ドープ層の大部分を除去することを含み、その後、表面グリッドラインを堆積させて、裏面のドットと共に、800°C~920°Cの範囲の高温で焼結し、その後、前面側を、請求項1~18のいずれかに記載の組成物溶液と反応させることで、反射防止コーティング、パッシベーション、選択エミッタを形成することが可能である、方法。前記メタライゼーションドットが、前記組成物を前記裏面に施した後に形成される、請求項67に記載の方法。両面受光型太陽電池セルを作製する方法であって、低濃度にドープされたp型又はn型c‐Si又はmc‐Si開始ウェハを準備する工程、前記ウェハの両面にnとpの高濃度にドープされた層を形成する工程、残留酸化物ガラスを除去する工程、裏面及び表面グリッドラインを印刷し、焼成する工程、請求項1~18のいずれかに記載の組成物を基板に施して、前記表面及び裏面と反応させることで、反射防止コーティングと選択エミッタを形成すると共に、前記基板のエッジ上にある不要な拡散層をエッチング除去する工程、を含むことを特徴とする方法。太陽電池セルを作製する方法であって、ドープ層と、表面グリッドラインと、フォトリソグラフィを用いて裏面に形成された小ドット領域と、を有する珪素基板に、請求項1~20のいずれかに記載の組成物を施すことで、珪素酸化物系薄膜を、前面側の非メタライズ表面と裏面のフォトレジストの無い表面上に同時に成長させると共に、前記非メタライズ表面とフォトレジストの無い表面をエッチングバックする工程、前記フォトレジストを除去する工程、前記ドープ層の前記ドット領域と直接接触する裏面コンタクトを形成する工程、を含むことを特徴とする方法。珪素基板上で拡散を形成するためのシステムであって、下側室壁の上に載置された上側室壁を備え、これによって拡散室を形成しており、該拡散室は基本的に、加熱要素と、基板のエッジ部分をクランプする上側及び下側マスクと、拡散源を噴霧するためのノズルと、を含み、該ノズルが、前記上側室壁か、又は前記下側室壁か、又は上側と下側の両方の前記室壁か、いずれかに配置することができる、システム。珪素ウェハが、2つの半導体グレードセラミックマスクの間に配置されることで、高濃度の拡散から基板のエッジが保護され、また、開始時の温度上昇を急速50~100°C/minとして拡散源を堆積させることで、優れた品質のn及びp拡散層が、前記珪素ウェハの2つの反対面上に同時に生成される、請求項70に記載のシステム。高効率かつ低コストの結晶珪素Si太陽電池セル及び太陽電池モジュールのためのRTWCGSiOxの方法、プロセス、RTWCGSiOxARC/SE/TO結晶珪素太陽電池セル設計、及び製造技術について開示し、それらの太陽電池セルには、限定するものではないが、単結晶Sic‐Si、多結晶Simc‐Si、微結晶Siμc‐Si、poly‐Siの太陽電池セルが含まれる。RTWCGSiOxの方法及びプロセスは、以前に開示された室温湿式化学成長RTWCG法及びプロセス米国特許第6080683号、及び第6593077号、及び第6613697号を参照の改良版を用いており、これらの文献は、参照により本明細書に組み込まれる。その技術は、例えば10~40°Cである室温での、10,000Åの厚さを超える酸化物層の均一な成長のための触媒プロセスを提供するものである。これまでコスト及び温度要件によって制限されていたプロセス及び用途において、組成を利用することで、SiOx層の調製が可能である。RTWCGSiOxARC/SE/TO太陽電池セル設計及び技術では、低コストのスクリーン印刷メタライゼーション法を利用することにより、また、高温製造工程の数を減らすことにより、更には製造工程の総数を減らすことにより、製造コストを削減する。製造コストを削減する一方で、この技術は、勾配屈折率RTWCGSiOxARCなどの高効率化フィーチャを含むセル設計構造を採用することにより、セル変換効率を向上させる。この技術では、ARCの形成と同時に、優れた品質のSE及びRTWCGSiOx組織化が生成される。RTWCGSiOxの組織化によって、ARCの既に低い反射率を、更に光トラッピングを増加させることで向上させる。図1は、1つ又は複数の実施形態による、高効率かつ低コストのRTWCGSiOxARC/SE/TO結晶太陽電池セル100の断面図を示している。本明細書で記載する方法及びプロセスは、新たなRTWCGSiOxARC/SE/TO結晶太陽セル設計に関するものであり、それは、iセル表面を良好に不活性化すると共に、優れたARCであるSiOx薄膜誘電体と、ii優れた品質のSEと、iii平坦又は組織化TOいずれかのSiOx表面と、を含むものである。ウェハ又は基板140は、典型的には珪素である半導体材料である。選択エミッタ層120が、ベース140上に施される。選択エミッタは、表面コンタクト110の下の高濃度ドーピングによって低接触抵抗を可能にすると共に、より低濃度にドープされたコンタクト間領域の表面側パッシベーションを提供する。このデバイスは、更に、選択エミッタの低濃度ドープ領域深いエミッタ上に施されたARCコーティング130を含んでいる。裏面コンタクト150が、セルの裏面に配されている。セルは、オプションとして、組織化酸化物表面135を含むことができる。組織化フィーチャは、平坦な開始表面を持つセルに施すことができる。それは、追加の短く弱い湿式化学工程によって、又はARC及びSEの形成と同時に組織化を生成する高成長速度RTWCGSiOx溶液製剤を使用することによって、作製することが可能である。RTWCGSiOxARC/SE/TOセル設計図1は、極めて低い反射率と、優れた品質の選択エミッタと、更には、より複雑なPERL技術によって提供される裏面パッシベーションと、を含んでいる。1つ又は複数の実施形態において、高性能化フィーチャであるARC、SE、及びTOは、一段階の工程で作製される。RTWCGSiOxARC/SE/TOセル設計の平滑エミッタによると、グリッドフィンガに向かう電流の横方向の流れによる抵抗損失が最小限に抑えられる。これは、組織化エミッタ表面を利用するPERLセルのような他の高効率セル設計とは対照的である。これら他のセル設計の場合には、その抵抗損失が、より低いフィルファクタFFにつながる制限因子となり得る。低~中効率の珪素セル設計と比較して、平滑エミッタ表面と組織化SiOxARCを組み込んだRTWCGSiOxARC/SE/TOセル設計は、セル効率で勝っている。これは、エミッタシート抵抗損失の大幅な減少、より低い接触抵抗、より高いシャント抵抗、より低いダイオード理想係数によるものである。更には、その設計にSEを含まないか、又は機能性の乏しいSEを含む、多くの通常のn/p結晶珪素太陽電池セルと対照的に、RTWCGSiOxARC/SE/TOセル設計の高度に再現性のある極めて優れた品質のSEによると、優れた青色感度が確保される。RTWCGSiOxARC/SE/TOセル設計によって形成される表面及び裏面の強い表面場と、良好なエッジアイソレーションにより、それぞれ、AM1.5スペクトル全体にわたってスペクトル感度が更に向上し、電気損失が低減する。図2は、1つ又は複数の実施形態による、新たな低コストかつ高効率のRTWCGSiOxARC/SE/TO太陽電池セル製造技術を示している。新しいRTWCGSiOxプロセスは、RTWCG溶液の強度に応じて20秒から1分で、表面及び裏面にメタライゼーションを含む太陽電池セル上に以下の高性能化フィーチャを同時に生成するように策定される。i.メタライズ表面を含むセル表面をその場化学洗浄することにより、それらを相互接続できるようにする。ii.エミッタの表面を不活性化すると共に、平面エミッタ表面に成長させた場合に10未満のAM1.5加重平均反射率AWRを持つ勾配屈折率SiOxARC。iii.非メタライズエミッタ表面を制御可能にエッチングバックすることにより生成される極めて効果的なSE。本発明に係るRTWCGSiOxARC/SE/TO結晶珪素太陽電池セル設計及び技術によって、太陽電池セル処理工程は、工程数が削減され、簡単化される。また、それは、より高い導電性のコンタクトのような現状技術の太陽電池セル及び太陽電池モジュールのフィーチャ、並びにEVAカプセル材の代替となるものを採用している。更に、それは、エミッタにおけるキンクアンドテイル型拡散プロファイルの利用など、RTWCGプロセス自体が提供するいくつかの利点を活用している。キンクアンドテイル型拡散プロファイルは、比較的深い接合深さを持つので、表面のグリッドラインが接合を短絡させる可能性が実質的に排除される。そして、これによって、より高い導電性のコンタクトと、より低い接触抵抗のスクリーン印刷メタライゼーション溶液の使用が可能となることで、グリッドラインの下の拡散プロファイルの高い正味表面濃度によって形成される既に低い接触抵抗が低減される。極めて効果的なSEと関連したこれらの利点によって、セル効率の大幅な向上に資する、強い表面場、低い理想係数、及び大きな青色感度ゲインを持つセル構造が生成される。RTWCGSiOxARC/SE/TO結晶珪素太陽電池セル製造技術は、当技術分野で周知の他の高効率珪素太陽電池セル技術の様々な処理工程を簡単化又は排除する、低コストのプロセスアプローチを採用する。n/pP,BSi太陽電池セルの場合の製造技術について、以下で概説する。拡散前の切断損傷の除去及び洗浄。キンクアンドテイル型正味多数キャリア濃度拡散プロファイルによるリンの拡散であって、好ましくはセルエッジの高濃度の拡散を防ぐために機械的又は他のタイプの周縁マスキングを用いる。表面コンタクト及び裏面コンタクトの標準的なスクリーン印刷、及び一段階工程による通常の表面コンタクト及び裏面コンタクトのアニーリング。1つ又は複数の実施形態による、環境に優しいRTWCGSiOxARC/SE/TO一段階処理工程は、1分以内で以下のことを達成する低コストの湿式化学プロセスである。i.むき出しの太陽電池セルの珪素及びメタライゼーション表面を洗浄する。ii.n/p及びp/n、又は高効率化拡散n/p/p又はp/n/n構造のエッジアイソレーションを実施することができる。iii.非メタライズセル表面上で、珪素基板のタイプに応じて5~9のAM1.5AWRを持つ勾配屈折率SiOxARCを成長させる。iv.オプションである、その場TOフィーチャによって、AM1.5AWRを更に3まで低減することができる。v.大量かつ低コストの生産に適合する、優れた品質のSEを形成する。vi.>200nm/minの比較的高い成長速度のRTWCGSiOx溶液で得られるSiOx膜によって、ARC/SEフィーチャと同時にTOフィーチャを生成することができる。<50nm/minのより低い成長速度のRTWCGSiOx溶液で得られるSiOx膜の場合は、0.5~2のHFで、10~20秒の追加のエッチング工程が必要となり得る。[拡散前の切断損傷除去及び珪素ウェハ洗浄]図2に従ったデバイス製造の前に、珪素基板表面200が下処理される。拡散によりエミッタを形成する前の、珪素Si半導体ウェハの表面処理は、当技術分野では周知であり、通常は単なるウェハ洗浄を指す。半導体分野で使用される表面洗浄技術は、従来の太陽電池セル製造技術にも適用されるものであって、特に多くの高効率珪素太陽電池セル技術に適用されるものであり、それらは通常、ラインの前工程FEOL:Front‐EndOfLine、ラインの拡散後工程DEOL:Diffusion‐EndOfLine、ラインのメタライゼーション後工程MEOL:Metallization‐EndOfLine、ラインの後工程BEOL:Back‐EndOfLine、の4つのグループに分けられる。今日使用されているウェハ洗浄には、主にFEOLプロセス及びDEOLプロセスで用いられるRCA型の湿式洗浄と、MEOLプロセス及びBEOLプロセスで用いられる溶剤系洗浄の、2つの基本型がある。拡散前のSi表面の表面洗浄用として関心があるのはFEOLプロセスである。気相洗浄、UVによる洗浄、極低温エアロゾル洗浄、及びプラズマ洗浄のようないくつかの新技術は、将来用いられる可能性はあるが、半導体分野では、今はまだ、その多くがFEOL洗浄工程である湿式プロセスに依存している。最もよく知られ、最も広く利用されているFEOL洗浄プロセスは、RCA洗浄シーケンスである。1965年に、W.Kernが、名前の由来であるRCARadioCorporationofAmericaに勤務しているときに、基本的なRCA法を開発した。珪素表面のRCA洗浄は、標準洗浄1SC1:StandardClean1と標準洗浄2SC2と呼ばれる2段階の工程を用いる。SC1工程では、ウェハは、有機表面膜及び粒子を除去するために、希過酸化水素水と水酸化アンモニウムの加熱混合物にさらされる。従来のSC1工程は、1体積部のH2O2対、1体積部のNH4OH対、5体積部のH2Oからなる。SC2工程は、1体積部のH2O2対、1体積部のHCl対、6体積部のH2Oの溶液を用いて、イオン及び重金属原子不純物を除去するように設計されている。SC1の結果として金属不純物が蓄積し得る二酸化珪素薄層の除去が、拡散の直前に、1体積部のHF対50体積部のH2Oの希釈液を用いて実施される。現今では、多くの珪素基板は、ソーラーグレード基板であり、多くの珪素ウェハ製造業者は、180~250μmの範囲の厚さの予め洗浄された珪素ウェハを提供しているので、従来のRCAFEOL洗浄の改良が提案され、実施されている。それらの1つが、SC1工程とSC2工程の前、後、及び間のピラニア98H2SO4と30H2O2とHFの工程である。IMECは、例えば、H2O2を用いることなく0.1モル/リットルの希HClで、標準のSC2を置き換え可能であることを示しており、金属除去特性を維持しつつ、化学物質の消費及びコストが削減される。改良RCA湿式洗浄の継続的な成功の理由の1つは、超高純度水UHPW:UltraHighPurityWater及び化学物質が入手可能であることである。高い化学的純度をしのぐ、最も重要なRCA洗浄に関する傾向は、表面の粗面化を抑えるために、より希薄な混合物を使用することである。現在、SC1とSC2を、依然として従来の5:1:1のNH4OH:H2O2:H2O又はHCl:H2O2:H2Oで、それぞれ実施している主要企業はほとんどない。それらの多くは、少なくとも10倍希薄である。米国特許第6613697号は、従来のRCA洗浄の改良であるFEOLSiウェハ洗浄シーケンスについて記載している。当技術分野で一般的に知られているピラニアとHFの工程の利用を、SC1工程とSC2工程の前、後、及び間に組み込むことによって、p型及びn型100及び111基板上に、高品質のRTWCGSiOx膜を成長させた。1つ又は複数の実施形態により、米国特許第6613697号で開示されている改良FEOL洗浄製剤及びシーケンスを、約200μm以下の薄い珪素基板に対して拡散前に用いることができる。改良RCAMoRCA及び改良ピラニアMoPiranhaシーケンスにより、エミッタ形成すなわち拡散の前に珪素ウェハ表面を洗浄するための工程は、以下のようである。1.MoPiranha溶液[2部分の98H2SO4:1部分の30H2O2:20部分のH2O]中で、50°C~60°Cで3~5分間、洗浄する。2.超高純度水UHPWでリンスする。3.0.5HF中で1分間、洗浄する。4.UHPWでリンスする。5.MoRCAのSC‐1溶液[3部分のNH4OH:1部分のH2O2:25部分のH2O]中で、50°C~60°Cで3~5分間、洗浄する。6.2回、UHPWでリンスする。7.0.5HF中で30秒間、洗浄する。8.UHPWでリンスする。9.MoRCAのSC‐2溶液[25部分の0.05モル/リットルHCl:1部分のH2O2]中で、50°C~60°Cで3~5分間、洗浄する。10.UHPWでリンスする。11.0.5HF中で30秒間、洗浄する。12.UHPWでリンスする。13.N2で乾燥する。[キンクアンドテイル型正味多数キャリア濃度拡散プロファイル]図2Aに示すように、表面処理された珪素ベース200上に、最初にエミッタ層210を堆積させる。通常のスクリーン印刷n/pSi及び、より高効率の可能性があるp/nSiの太陽電池セルでは、一般に、金属コンタクトの下に、エミッタ表面の非メタライズ部分と同じドーピングレベルでエミッタが形成されるように、単純な均一拡散を用いる。エミッタとグリッドライン間に低い接触抵抗を形成するためには、スクリーン印刷コンタクトの下で高い表面正味多数キャリア濃度が必要となる。しかしながら、高表面濃度のn又はpドーパントによって、セルの青色感度を大幅に低下させる不感層が生成される。より新しいセル設計では、より低い表面ドーパント濃度の、より浅いエミッタ上にコンタクトを設定することにより、セルの青色感度を向上させている。しかしながら、これによって、グリッドラインとエミッタ表面との間の接触抵抗が増加する。この高い抵抗は、より大きなエミッタシート抵抗と共に、直列抵抗を増加させる一因となる。また、p‐Si基板へのパンチスルーの発生の増加によってシャント抵抗値の降下がよくあることも、問題となる。我々の知る限り、現在のところ、太陽電池メーカは、当技術分野で知られているキンクアンドテイル型拡散プロファイルを、表面ドナー濃度が高すぎるという理由で使用していない。表面グリッドラインとnエミッタ表面との間の接触抵抗が改善されるにもかかわらず、青色感度が低いことによって、セル効率は低下する。高濃度ドープ表面層は、エミッタ表面の非メタライズ部分からエッチングバックされなければならないことになる。これによって、既にRTWCGSiOxARC/SE/TO結晶珪素太陽電池セル設計及び技術により提供されている高性能化フィーチャである所謂、選択エミッタSEが形成される。本明細書における説明は、高効率かつ低コストの結晶珪素太陽電池セルの製造について本開示で記載するnpP,BSiセル構造に限定して行う。しかし、当然のことながら、本明細書で開示する製造技術と同様のシーケンスを用いて、高効率かつ低コストのpnSiRTWCGSiOxARC/SE/TO結晶珪素太陽電池セル構造、更にはn/p/pSi又はp/n/nSiRTWCGSiOxARC/SE/TO結晶珪素太陽電池セル構造を作製することが可能である。また、他の構造も当業者には明らかであろう。キンクアンドテイル型リン拡散プロファイルは、珪素中の高濃度のリン源により形成される二重拡散機構によるものである。このタイプの拡散では、拡散層の表面に取り込まれる全リンは、対応する電気的に活性なリンの濃度よりも遥かに高い濃度である。しかし、キンクより下では、リン原子濃度と正味ドーピング濃度は略等しくなる。ドーピング濃度は、珪素中の不純物元素の固溶度に依存する。例えば、950°Cでの珪素中のリンの固溶度は、約2E21atoms/cm3である。RTWCGSiOxARC/SE/TOプロセスを利用することにより提供される効率向上を活かすためには、リン源の量は、1つ又は複数の実施形態により、所与の拡散温度での珪素中のリンの固溶度とするか、又は少しそれを下回るようにすることが可能である。有効なキンクアンドテイル型拡散プロファイルを形成する拡散温度は、875°C~950°Cの間とすることができる。拡散時間は、0.5~0.65μmの間の接合深さを形成するように選択され、RTWCGSiOxARC/SEセル構造の場合の近最適深さは0.55μmであり、RTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造の場合は0.60μm~0.65μmである。リン源が高濃度の拡散プロファイルの場合、エミッタのシート抵抗は、主に高濃度領域の大きさに依存する。このため、キンクアンドテイル型拡散プロファイルによって、接合深さが同じであってもシート抵抗が異なるエミッタを作製することが可能である。870°C~950°Cの拡散温度範囲の下限で拡散時間が長くなると、その結果、高濃度領域に対して低濃度テイルのプロファイルは、より長く、急峻度がより小さくなる。特定のシート抵抗のエミッタが、より低い温度で拡散されると、その結果得られるスクリーン印刷太陽電池セルは、ショットキー型シャントの減少によって、より高いフィルファクタを持つものとなり得る。より低い温度、より長い持続時間で拡散されるエミッタによると、より高いゲッタリング効率を得ることができ、その結果、バルク再結合寿命が長くなり、ひいては長波長での内部量子効率がより高くなる。しかし、低温度エミッタのテイル延長がより深くなることによって、より弱い表面場を伴う、急峻度がより小さい拡散プロファイルが生成される。これが原因となって、高再結合エミッタ内で吸収が増加し、その結果、短波長での収集効率がより低くなることによる電流損失が生じる。図3は、RTWCGSiOxARC/SE/TO単結晶珪素太陽電池セル設計用に生成されるキンクアンドテイル型正味多数ドナー濃度の深さプロファイルの例を示している。この拡散プロファイルは、図4の炉設定を使用して広がり抵抗法、又は他のいずれかの従来の方法による拡散/ドーピング技術を用いて取得された。試験的リン拡散は、600μm厚100p‐SiチョクラルスキーCz基板上で実施した。開管を900°Cの拡散温度で使用した。拡散時間は24分で、その後に7分のパージと、10分のドライブが続いた。設定値は800°Cで、ランプインは8°C/min、より緩いランプアウトは3°C/minであった。図3でわかるように、最大正味ドナー表面濃度は、6E20cm3前後であり、キンクはエミッタ表面の下に約0.2μmである。緩いランプアウト温度降下にもかかわらず、テイルは依然として急峻であり、比較的強い表面場の形成が確保される。外部量子効率のプロットから、図3のようなキンクアンドテイル型拡散プロファイルを持つ小面積n/p太陽電池セルでRTWCGSiOxARC/SEプロセスが使用されると、セルの青色感度が、むき出しのセルと比較して約60向上する。ところが、RTWCGSiOxARC/SEプロセスでは、150nmの最適ARC膜厚を形成するために、エミッタの非メタライズ表面から0.2μmほどライン300で示すをエッチングバックする。このことは、これら小面積セルの拡散プロファイルが最適ではないことを意味しており、活性領域のエミッタ表面から約0.2μmが除去された場合、図3でわかるように、残りの表面濃度は、依然として1E20cm3を上回っているので、高効率セルには高すぎる。図3に示すプロファイルは、より高い>200nm/minのSiOx成長速度を持つ成長溶液を使用するRTWCGSiOxARC/SE/TOプロセスに、より適している。220~240nmの最初の近最適SiOx厚を形成するために、プロセスは、エミッタの非メタライズ表面から0.25μm~0.3μmライン310で示すまでをエッチングバックする。図3でわかるように、活性領域における残りの表面濃度は、依然として最適な1E19cm3を僅かに上回っている。上記の拡散プロファイルの場合、SiOx成長後にセルの青色感度は大きく向上するものの、エミッタの活性領域から約0.3μmをエッチングバックした後の高い表面濃度によって、エッチングバック後の活性領域に形成されるシート抵抗は50~60Ω/sqにすぎない。このシート抵抗は、高効率セルには低すぎる。後に選択エミッタのセクションで説明するように、RTWCGSiOxARC/SEは拡散直後に0.5μm~0.55μmの接合深さxjとすることができ、キンクは、Isc、Voc、及びFF、ひいてはセル効率を最大化するように、表面から約0.1μmとすることができる。最初の表面濃度は、6E20cm3前後とすることができ、非メタライズ表面から約0.2μmをエッチングバックした後の最終的な表面濃度は、8E18/cm3~1E19/cm3である必要がある。エッチングバックした後に、結果として得られる非メタライズエミッタ領域の拡散プロファイルは、強い表面場を生成する急峻な勾配を持つことができる。高効率セルの場合、エミッタのシート抵抗は、コーティング前に20~25Ω/sqの間、RTWCGSiOxARC/SE形成後に110~120Ω/sqの間とすることができる。[エッジアイソレーション]結晶珪素太陽電池セル処理で使用されるウェハは、通常ホウ素ドープされたものであるが、当技術分野でよく理解されているように任意のp型基板を用いることが可能であり、一般に、n型接合がp型基板内に拡散される。標準的なn型ドーピングは、通常、市販のリン源を用いて行われる。当技術分野でよく理解されているように、他の一般的なn型ドーパントを使用することもできる。リン源にかかわらず、リンは、望ましいウェハ表面に拡散するだけではなく、エッジ及び裏面でも拡散する。これによって、太陽電池セルの前面と裏面との間にシャントパスが形成される。このような理由で、プラズマエッチング及びレーザカットを含む様々なエッジアイソレーション技術が考案されている。標準的技法として、エッジ接合アイソレーション又はウェハエッジ周辺のパスの除去は、通常、セルのコインスタッキングによって行われる。スタックされたセルが、プラズマエッチング室内に配置されて、露出したエッジが除去される。通常、裏面接合の除去は行われない。多くのメーカは、p型ドーパントとしてのアルミニウムが珪素と混合することによりn型層を破壊することを見込んで、アルミニウム金属ペースト又はアルミニウムをドープした銀ペーストのいずれかを裏面に使用している。裏面のアルミニウムコンタクトの焼成条件は、その効果が中和されるように選択されるが、その成果は限られていることが多い。残念ながら、アルミニウム/珪素溶融領域の温度勾配ゾーン融解によると、アルミニウム/珪素におけるリン溶解度がかなり低いこともあって、多くの場合、n型層を破壊する効果が上がらないことにつながる。これによって、裏面の表面場が弱くなり、そして最終的に低いセル効率につながる。ウェハエッジを覆う寄生エミッタ拡散を除去しない限り、多くの工業用セルは、60ほどの低さとなり得る極めて低いフィルファクタに悩まされることになる。珪素太陽電池セルにおいてエッジアイソレーションを実施するための多くの様々な方法が、当技術分野で知られており、それらには、限定するものではないが、プラズマバレルエッチング、従来のレーザ溝加工、ドライエッチング、インラインウェットエッチング、及びエッチングペーストの塗布が含まれる。従来のレーザの問題を克服する可能性のある新たなレーザプロセスは、ウォータージェット伝送レーザである。数年前までは、プラズマバレルエッチングは、太陽電池セルのエッジアイソレーションのための標準的なプロセスであったが、適当なインラインプロセスがそれに取って代わることに大きな関心があった。バッチ法は、多数のウェハのスタック及びアンスタックに起因するプロセスフローにおける大きな混乱につながっていた。この問題によって、結果的に、一部の太陽電池メーカは、セル効率の大幅な低下というペナルティが課されるにもかかわらず、破壊処理工程の排除を選択することになった。最も成功している新たなエッジアイソレーションプロセスの1つは、インライン処理に適していると言われており、ウェハに触れる必要がないレーザスクライビングである。一般に、プラズマバレルエッチングに伴うプロセスフローの中断は極めて不都合であるということで意見が一致している。レーザプロセスとエッチングプロセスには、それぞれ特有の利点と、当技術分野で知られている幾つかの大きな欠点がある。よって、エッジアイソレーション工程のパフォーマンスが商業的に更に向上するのであれば、従来のレーザによるエッジアイソレーションに代わるものが評価されるべきである。裏面表面場を強くすることによって赤色感度の向上が得られる。裏面表面場を強める周知の方法は、npp‐Si拡散セル構造を用いることである。拡散物質がスピンオンされた後に、同じドーパント型のウェハ表面が互いに向き合うようにウェハが配置される拡散管によって、拡散が実施される。この技術は、優れた効率の珪素太陽電池セルを生成することが証明されているものの、追加の二重スピンオン及び有機物除去の工程を必要とする。これら追加の工程は、製造コストを増加させると共に、プロセスフローの低下を招き、それらを太陽電池セルの大量生産に望ましくないものにしている。スクリーン印刷アルミニウムによる裏面表面場Al‐BSFBackSurfaceFieldを利用する従来のnpSiセル構造と比較して、ホウ素拡散によるnppSiセル構造は、より高効率なセルを生成する。これは、珪素太陽電池セルの裏面パッシベーションを向上させることにより、裏面再結合を低減すると共に、近赤色及び赤色収集効率を向上させる増強された裏面表面場を生成することにより、実現される。nppSiセル構造をpnnSiセル構造で置き換えることにより、有効少数キャリアのバルク寿命が向上し、これが、より高い開放電圧につながる。1つ又は複数の実施形態において、エッジアイソレーション処理工程の必要性を排除すると共に、セルのスタック及びアンスタックの必要性を排除するため、インラインプロセスが採用される。拡散工程の際にセル周縁部をマスキングすることにより、セルのエッジが高濃度の拡散から保護される。図4は、想定されるコンベア型拡散装置400を示している。珪素ウェハ410は、その膨張定数と収縮定数が珪素基板の膨張定数と収縮定数に似ている熱伝導率の低い2つの半導体グレードセラミックプレート415、420の間に配置される。セラミックプレートは、下側拡散室430の側壁に取り付けられて、上部のステンレス鋼部材440によって所定の位置に固定されている。この装置で利用される耐熱ステンレス鋼は、不純物の外方拡散が小さい半導体グレードのものでなければならない。清浄な珪素基板は、一般に、当技術分野で周知の問題につながる疎水性である。室温又は室温付近で希リン酸及び希ホウ酸などの含水拡散源を清浄な珪素基板上に噴霧した結果として得られるのは、不均一な拡散源層となり得る。1つ又は複数の実施形態において、175°C~200°Cの間の温度で1~5秒間、大気圧より高い2.7E3~6.7E3Pa20~50トルの僅かな正圧で噴霧することで、上記の問題を防ぐことが可能である。インライン温度の上昇勾配及び下降勾配は、窒素雰囲気中で実現することが可能である。拡散源は、上記のように、最初は急速な50°C/min~100°C/minの温度上昇勾配で施される。ただし、均一な拡散源層が得られたのは、拡散が行われ、拡散ガラスが除去された後であり、特にホウ素ドープされた表面には染みが観測された。染みの問題は、拡散温度に達する1~2分前に、連続的な窒素フローに僅かな酸素フローを加えることによって克服された。そして、酸素フローは、50°C/minを超えてはならない最初の1~2分の温度下降勾配の後に停止された。図4のメカニカルマスクは、拡散源がセルのエッジを覆うことを阻止しており、このようにして反対面からの交差拡散も同様に阻止される。開始時に急速な温度上昇勾配50~100°C/minで拡散源が堆積される単純なこのインライン拡散技術を利用することによって、優れた品質のn及びp拡散層を珪素ウェハの2つの反対面に同時に得ることができる。更に、本発明によれば、メカニカルマスクにもかかわらず発生し得る望ましくないセルのエッジにおける交差ドーピングが、RTWCGSiOxARC/SE/TOプロセス中にエッチング除去される。この方法によって、エッジアイソレーション処理工程を不要とすることで、RTWCGSiOxARC/SE/TOセル効率を向上させながら処理コストが削減される。前述の拡散法を用いると、強い裏面表面場が形成されること、裏面における再結合中心密度がより小さいこと、表面及び裏面の接触抵抗が大幅に低減されることによって、RTWCGn/p/pSi又はp/n/nSi結晶珪素太陽電池セル効率は向上する。表面及び裏面のスクリーン印刷メタライゼーションを若干改良することによって、要求されるアニール温度は遥かに低くなる。アニール温度の低減によって、処理工程でのエネルギー消費が減少することにより製造コストが削減される。また、良質RTWCGSEフィーチャのシャント抵抗Rshが増加することになって、表面グリッドラインが接合に短絡する可能性が低くなる。液体拡散源の優れた点が、当技術分野では知られている。オキシ塩化リンnドーピング、ホスフィンnドーピング、三塩化ホウ素pドーピング、三臭化ホウ素pドーピング、ジボランpドーピングなどの有害化学物質ドーパントは、より安全な希リン酸nドーピング及びホウ酸pドーピングで置き換えることが可能である。液体拡散源の使用は、インラインの同時n/p/pSi又はp/n/nSi拡散の生成における拡散物質の例として提案された。また、物理的マスキングの例図4も提案された。当業者であれば理解できるように、液体拡散源は、固体、気体、液体のスクリーン印刷拡散源、スピンオン拡散源など、他のいずれかのタイプの拡散源で置き換えることができる。同様に、他のいずれかのエッジマスキング法を採用することもでき、その後に続いて、n/pSi、p/nSi、n/p/pSi又はp/n/nSi太陽電池セル構造のエッジから不要な拡散不純物が除去される。RTWCGSiOxARC/SE/TOプロセスの派生的方法を用いることは、本発明の教示から逸脱するものではなく、本発明により企図される。[表面及び裏面のスクリーン印刷コンタクト、並びに一段階工程による表面及び裏面コンタクトのアニーリング]次に、図2Bに示すように、メタライゼーションによる裏面コンタクト230及び表面グリッドライン220が、デバイスに施される。Spectrolab社は、1970年代後半に、珪素地上太陽電池セルにスクリーン印刷メタライゼーションによるコンタクトを導入した。このようなプロセスは、確かに時の試練に耐えてきたが、このタイプのメタライゼーションにより作製されるコンタクトには深刻な限界がある。コンタクトが十分に低い接触抵抗を持つためには、エミッタ表面は高ドーピング濃度でなければならない。アスペクト比は、表面の銀系グリッドラインの幅が比較的大きい150μmことによって、比較的低くなる。それらは比較的低い導電性を有し、更には、通常、セルの裏面全体を覆うアルミニウム金属のアニール温度で、平面111に沿ってスパイクが発生する。スクリーン印刷メタライゼーションによって得られるコンタクトには欠点があるものの、コスト競争力に優れ、ハイスループット生産への拡張性に優れている。今までのところ、コスト又は拡張性で太刀打ちできる他の実現可能な技術はない。スクリーン印刷メタライゼーションで使用されるペーストは、金属小粒子、低融点ガラス複合材フリット、有機バインダ及び溶媒で構成されている。従来のn/p珪素セル構造の場合、ペーストは、通常、銀Ag粉を含んでいる。接触抵抗を低減するために、表面コンタクトの基礎となるn型領域のドーピング濃度を高めるリン含有化合物をペーストに添加してもよい。裏面ペーストの場合は、しばしば、基礎となるp型領域にドープするのにAlが使用される。各面のスクリーニングの後、直ちに、350~400°Cの温度で加熱することによりペーストを乾燥させる。その後、コンタクトは、通常、ベルト炉において、835°CのAg‐Si共晶温度を上回る900°Cまでの温度で焼成される。Ag系表面グリッドのn‐Siエミッタへの接触抵抗が、焼成条件に極めて敏感であり得ることは、当技術分野ではよく知られている。裏面コンタクトのスクリーニングに使用するペーストは、主に銀で構成されて、僅かにアルミニウムが加えられている。裏面コンタクトが焼成される条件は、裏面接合の中和を確保するためにも極めて重要である。温度勾配ゾーン融解は、裏面表面場を形成するAlペースト成分が混合される場合に、重大な問題となり得る。多くの場合、通常の炉加熱要素ではなく、赤外線ランプが焼成に使用される。新たなメタライゼーション技術として、ハイスループットの可能性を持つもの、更には金属カバレッジ、フィンガ抵抗、接触抵抗、及び材料費が改善されたものが、開発中である。潜在的な効果を示す、表面及び裏面コンタクトのメタライゼーションプロセス技術は、ナノインク、金属エアロゾル噴射、金属粉レーザ焼結、ヘテロ接合へのコンタクト、及びメッキである。そして、プラズマ蒸着されたPVD:PlasmaVaporDepositedTiN、TiW、及びTaNは、銅のためのバリア層を形成し、また、銀及びアルミニウムのメタライゼーションに取って代わる可能性のあるものである。表面グリッドラインの下に、より厚く、より高濃度にドープされた領域を用いることにより、金属コンタクト焼成工程の自由度がより大きくなる。これによって、より深く浸透し、より導電性の高いスクリーン印刷金属配合を利用することが可能となる。[エッチングバック及びSiOx層の成長]表面及び裏面のスクリーン印刷メタライゼーションに続いて、追加の表面処理を施すことなく、RTWCG溶液によって、図2Cに示すように、セルの非メタライズ表面上にRTWCGSiOx薄膜250を成長させる。この方法は、いくつかの機能を果たすSiOx層を調製するために用いることができる。1つ又は複数の実施形態において、SiOx層は、ドープされた珪素表面層の制御されたエッチングバックとSiOx層の成長を用いて形成される。珪素が消費されることで、珪素ウェハへの制御されたエッチングバックとなる。同時に、表面反応によって、表面にSiOxが生成される。全体としてのSiOx成長は、成長溶液系における2つの競合反応のバランスである。本明細書で用いる場合のSiOx厚さとは、層の最終的なSiOxの厚さを指している。SiOx成長速度とは、単位時間一般的には1分に生成される全SiOx厚さを指している。一般に、所与のSiOx厚さの成長によって、最初の珪素基板は、それより大きい厚さが消費され、このため、成長したSiOx層全体は、エッチングバックされたSiよりも少ない。例として、100nmのSiOx層を形成する際に、150nmのSiが消費され得る。1つ又は複数の実施形態において、高速かつ正確かつ均一に層を成長させることで、反射防止コーティングを形成することができる。層は、層の組成勾配によって優れた反射防止を提供する。RTWCGARCは、ポリッシュトウェーハ上において、組織化多結晶ウェハ上のSiNxARCと同じか、又はそれより低い反射率を持つことができる。1つ又は複数の実施形態において、層の屈折率は傾斜しており、最も外側の表面の屈折率は約1.2の屈折率を持つSiO2のそれに近く、層の内部に向かって屈折率は高くなり、SiOx/基板界面で約3.4である珪素の屈折率に近づく。1つ又は複数の実施形態において、SiOx成長プロセスにより、珪素表面の反応性を抑えるパッシベーション層が生成される。他の実施形態では、SiOxプロセスにより、珪素層をゲッタリングして、不純物を低減させる。特に、SiOx層の中のドーパント不純物を、開始珪素層の中のドーパントレベルよりも少なくすることができる。成長させた酸化物の純度は、使用される化学物質の純度に直接関連している。高純度の化学物質が使用される場合、酸化物は極めて清浄であって、高レベルのパッシベーション及びゲッタリングを提供する。1つ又は複数の実施形態において、エミッタ層は、エッチングバックを用いて正確に薄化され、例えば、エミッタ層の一部のみがエッチングバックされる。例えば、拡散プロセス後に残ったリンP不感層を、エッチングバックとSiOx成長によって除去することができる。溶液は珪素のみと反応するので、焼成された表面グリッドはマスクとして用いることができ、プロセスによって自己整合選択エミッタが形成される。他の実施形態では、エミッタ全体を除去するのに十分な厚さにSiOx層を成長させる。このようなプロセスによって、不活性化された表面が形成される。他の実施形態では、RTWCGプロセスによって、SiOx層の表面をエッチングすることにより、組織酸化物TO層を形成する、SiOxARCの組織化が可能である。珪素の組織化ではなく、SiOx層を組織化することには、いくつかのメリットがある。TOSiOx層は、珪素表面の損傷の減少と珪素表面積の低減とによって、表面再結合速度の低減、及び高レベルの表面パッシベーションを示す。組織化酸化物表面は、例えば>200nm/minの高成長速度条件下での成長工程において形成することが可能である。また、組織化は、SiOxの成長後に、追加10~15秒の弱酸ウェット処理工程を用いて実施することもできる。組織形成に使用されるSiOxの厚さは、標準的なSiOxARC/SEの場合の0.13ミクロンではなく僅かに長い約30~60秒長い成長時間を必要とし得る約0.2~0.22ミクロンであり、これによってエッチングバックの深さは約0.2ミクロンから約0.3ミクロンに増加するその結果、正味表面P濃度は低くなり、ブルーセルのそれに近づく。1つ又は複数の実施形態において、ドープされた半導体表面上にSiOx層を成長させる。1つ又は複数の実施形態において、n又はnSi表面上にSiOx層を成長させる。1つ又は複数の実施形態において、p又はpSi層上にSiOx層を成長させる。1つ又は複数の実施形態において、RTWCGSiOx溶液中に基板を浸漬させる。浸漬法では、エミッタの非メタライズ部分だけではなく、セルのエッジと非メタライズ裏面にもSiOx膜を成長させる。この方法は、RTWCGSiOxARC/SE/TOの開発のために行われた実験研究の多くを実施するために用いられた。他のRTWCG手法を用いて、基板上にRTWCG溶液を施すことに成功している。噴霧法では、特別に設計された噴霧器を用いて、珪素セル表面上にRTWCG液の薄膜を施した。フローティング法では、太陽電池セルの表面側がRTWCG溶液の表面上に配置され、溶液の表面張力によってセルが沈まないように保持された。ディスペンス法では、グリッドラインに平行な方向に、上からRTWCG溶液を分配する。溶液の水性組成によって、溶液がセルから流れ去るのを防ぐのに十分な強度のメニスカスが形成される。機械的装置による方法では、ブラシ又はローラなどの装置を使用して、RTWCG溶液を施した。一部の機械的装置では、セルロース又は他の非汚染性珪素ゲルの添加により、溶液の粘度を高める必要があった。RTWCGSiOx形成の後に続いて、セルは、水でリンスされた後に、窒素又は乾燥空気で送風乾燥される。水の純度は、他のセル処理工程では関心事ではあるものの、RTWCG膜リンスでは重大な問題ではない。実験では、超高純度水18MΩ‐cm近いものでリンスしたRTWCGセルと、より低純度の単純な逆浸透水でリンスしたRTWCGセルとの間に、性能の目立った違いは認められなかった。1つ又は複数の実施形態では、SiOx薄膜を成長させるために、改良したRTWCG溶液が用いられる。珪素源など一部の成分を除外することで、高効率かつ低コストの珪素太陽電池セルを製造するために使用することができる単純化された溶液を形成することが可能である。このようなRTWCGSiOx溶液は、高成長速度を有し、また、極めて低いAM1.5加重平均反射率の反射防止コーティングARCとして用いられる優れた品質のSiOx膜を生成する。この新規のRTWCGSiOx溶液によると、ARC形成と同時に、光電池セルの効率を高めることが知られている他の幾つかの重要なフィーチャが形成される。このように、一段階の処理工程で全ての高性能化フィーチャを同時に生成する新しいRTWCGSiOx溶液によって、複数の高価な製造工程が簡単化される。本明細書で記載するRTWCGSiOxの方法及びプロセスは、触媒作用によって、珪素基板上に珪素酸化物系SiOx誘電体薄膜を高速で成長させる室温湿式化学プロセスである。太陽電池セル用途のRTWCGSiOx溶液は、約500nm/minの成長速度を有する。成長溶液は、約18秒で約150nmのARC膜厚を成長させるように調製することができる。既存の製造タイムラインに組み込むために、SiOx成長時間を25秒~1分の間となるように調整することができ、これは、言い換えると、RTWCGSiOxARC/SEセル設計の場合、140nm/min~150nm/minの成長速度である。RTWCGSiOxARC/SE/TOセル設計の場合、220nm/min~240nm/minの間の成長速度である。成長速度の値は、所望の厚さの酸化物を成長させるのに要する時間を測定することにより実験的に特定した。超高速SiOx成長速度の溶液の場合、高濃度にドープされたn又はp珪素基板上に成長させるSiOx膜の厚さは、最初の1分では500nmと高くなり得るが、成長時間がより長くなると、常態化されたSiOx成長速度は徐々に減少する。SiOx膜がより深く成長するにつれて、反応を継続するのに必要な酸素が、SiOx/Si界面に向かって、SiOxの増加しつつある厚さを通って移動しなければならない。反応が進むにつれて、成長速度は低くなる。よって、RTWCGSiOx膜の成長速度は、SiOx成長時間の関数であって、一定ではない。このことは、実際には、膜の非常に優れた均一性と、SiOx厚のより優れた制御と、その両方によって、結果的にメリットとなる。清浄な珪素基板で開始した場合、SiOx膜は極めて均一となる。図5は、鏡面を持つ203.2mm8インチの半導体グレードc‐Si基板上に成長させた400nm厚のRTWCGSiOx膜のSEM像を示している。エリプソメトリにより特定された上記RTWCGSiOx膜のSiOx膜偏肉は、約0.5である。AFMにより明らかになった平均表面粗さASR:AverageSurfaceRoughnessは、0.1nmの低さである。清浄なソーラーグレードの平坦珪素基板の場合、膜の偏肉は1未満である。例えば、厚さ測定は、独立の試験施設で、エリプソメトリを用いて、6つのソーラーグレード127mm5インチCzSi基板のそれぞれについて実施された。基板上のSiOx厚は、68~110nmの範囲であった。それぞれの基板で5点の厚さ測定により、平均からの偏肉は、最も良好なSiOx膜で0.75と低く、高い偏肉で1.03までであることが明らかになった。ピラミッドで覆われたnc‐Si表面上に成長させたSiOx膜のノマルスキ顕微鏡像×1,100を示す図6aでわかるように、清浄な珪素基板上に成長させたSiOx膜は、共形性に優れている。ノマルスキ顕微鏡で撮影した画像では、ピラミッド構造の面の間にコントラスト差が認められない。このことから、RTWCGSiOx膜の成長は、100と111の結晶方位で顕著な選択的成長なく生じると推測することができる。実際には、多孔質珪素基板図6b上の様々な結晶方位に成長させた場合でも、SiOx膜は、極めて均一かつ共形である。RTWCGSiOx膜は、その優れた共形性によって、組織化太陽電池セル表面上での使用に理想的なものになっている。本明細書で開示する成長溶液製剤を使用して、デバイス品質RTWCGSiOx膜を成長させる。SiOx膜は、以下のものの上に成長させることができる。i.c‐Si及びmc‐Siのような様々な結晶珪素基板;ii.アモルファス珪素基板;iii.限定するものではないが、GaAsのようなIII‐V族化合物半導体、及びI‐II‐VI族半導体を含む、半導体基板。特に規定しない限り、100nm/minより低い比較的低成長速度の溶液製剤で成長させるRTWCGSiOx膜は、均一かつ共形である。好ましいRTWCGSiOx成長溶液は、以下のことを含むスクリーニングプロセスによって選択した。I.SiOx成長溶液の成分を選択する。II.SiOx成長制御を選択する。III.組成、SiOx化学組成、及び不純物の制御。IV.様々なサイズの多数の結晶珪素太陽電池セルで、RTWCGSiOx溶液を試験する。V.様々なメタライゼーション法で、RTWCGSiOx溶液を試験する。VI.RTWCGSiOx溶液の、フォトレジストとの適合性を試験する。VII.以下のものを使用して、RTWCGSiOxの均一性及び共形性を試験する。i.高分解能ノマルスキ顕微鏡;ii.走査型電子顕微鏡SEM;iii.透過電子顕微鏡TEM:TransmissionElectronMicroscopy;iv.原子間力顕微鏡AFM。VIII.以下のものを使用して、RTWCGSiOxの化学組成、及びSiOx膜の種々の成分の原子濃度を試験する。i.エネルギー分散型X線分析EDAX:Energy‐DispersiveAnalysisX‐ray;ii.X線光電子分光法XPSによる検査及び深さプロファイル;iii.オージェ電子分光法AESによる深さプロファイル;iv.2次イオン質量分析SIMSによる深さプロファイル;v.全反射蛍光X線分析TXRF:TotalreflectionX‐RayFluorescenceによる深さプロファイル;vi.フーリエ変換赤外分光法FTIR:FourierTransformInFraredによる深さプロファイル。IX.SiOx膜表面の気相分解VPD:VaporPhaseDecomposition。X.以下のものを使用して、SiOx厚を測定した。i.エリプソメトリ;ii.Dektak表面形状測定器;iii.SiOx膜側面のSEM像。XI.以下のものを使用して、RTWCGSiOx膜の、波長の関数としての屈折率及び吸光係数を含む光学特性を試験する。i.高分解能エリプソメトリ;ii.紫外/可視分光光度法による波長の関数としての反射率のプロット;iii.SiOx膜のSEM断面像。XII.最新のI‐V/C‐VケースレーKeithleyプロッタを使用した、-100V~100Vの印加電圧の関数としてのI‐V及びC‐Vプロット、そして、以下のものを含む関心のある電気データを抽出する。i.リーク電流;ii.降伏電圧;iii.静的誘電率;iv.様々なSiOxコーティング珪素基板上に作製されたAlAu/as‐grownRTWCGSiOx/Si/Au‐Ti‐Ag小ゲート面積MOSキャパシタにおける可動電荷密度であって、限定するものではないが、乾熱、強い近紫外線、強いプラズマを含む様々な環境にMOSキャパシタをさらす前と後の可動電荷密度;v.以下のものについての、暗状態と光照射時のI‐V特性、及びIsc、Voc、FF、Pmax、Rs、Rsh:i.小面積及び大面積の単結晶c‐SiRTWCGSiOxARC/SE太陽電池セル;ii.小面積及び大面積の多結晶mc‐SiRTWCGSiOxARC/SE/TO太陽電池セル;iii.スクリーン印刷コンタクトを備える、従来のn/pSiホモ接合珪素太陽電池セル;iv.限定するものではないが、以下のものを含む、特殊なセル設計:a全裏面コンタクトのセル;b球状太陽電池セル;c垂直多接合VMJセル。XIII.むき出しのセル、対、同じセルのRTWCGSiOxARC/SE/TOプロセス後の性能データ。XIV.RTWCGSiOxARC/SE/TO太陽電池セルを様々な環境にさらした後の性能データ。XV.内部量子効率及び外部量子効率のプロット。試験に使用した太陽電池セルの多くは、平坦又は組織化されたいずれかのエミッタ表面を備える、従来のn/pP,BSiスクリーン印刷メタライゼーションセルであった。セルは、様々な太陽電池メーカから入手した。基板の他の構成が企図される。SiOx薄膜の種々の成分の原子濃度のほとんどは、XPSによって取得した。他の、より厚いSiOx膜については、AESにより取得した。特に規定しない限り、SiOx薄膜のXPS及びAES深さプロファイルの横座標は、Ta2O5のスパッタ率に関して算出された。選択された試料についてのエリプソメトリデータと、エッチングされたフィーチャのDektakプロファイルとによって、SiOx膜の実際の厚さは、XPS又はAES深さプロファイルの横座標に対応するものよりも、最大で2倍大きいことが明らかになった。実験データから好ましいRTWCGSiOx溶液製剤を実現するためには、大量の実験データが必要となるので、試験の多くは、小面積の太陽電池セル又はSi基板について実施した。太陽電池セル性能の結果を、SiOxの厚さ、反射率、及びエミッタの非メタライズ表面からのエッチングバックのレベルといったRTWCGSiOxARC/SE/TOフィーチャと相関させるための簡単な方法が考案された。例えば、一連のSiOx厚の実験では、鏡面を持つn及びpc‐Si試験基板を使用した。フォトリソグラフィマスクにより、ポジ型フォトレジストに、狭いミクロンサイズのラインと、より大きなミリメートルサイズのむき出し領域とを開けた。フォトレジストがない大きいほうの領域は、狭いほうのラインにおける適切な厚さのSiOx膜の成長のための、Dektak形状測定に使用することができる可視ガイドの役目を果たした。薄膜の色とその厚さとの間には、当技術分野でよく知られている関係がある。フォトレジストがない大きいほうの基板領域で適切なSiOx膜厚が確認された後に、試料を成長溶液から取り出し、水でリンスし、乾燥させて、レジストを除去した。そして、SiOx膜厚と、エミッタのエッチングバックのレベルを、SiOx膜の除去前と除去後のDektakプロファイル工程の差から算出した。1つ又は複数の実施形態において、室温湿式化学成長溶液は、フッ化物含有酸性溶液と、珪素表面での酸化反応を促進することが可能な1つ以上の成分を含む還元酸化系と、を含んでいる。この溶液によって、珪素層を除去するエッチングと、SiOx層を堆積させる酸化物成長とのバランスが提供される。包括的な実験調査の結果として、RTWCGSiOx成長溶液は、nを0~4、mを1~4として、金属イオンMen/Meの多くの組み合わせを含み得ることがわかっている。これらの金属イオンとしては、限定するものではないが、Ti、Co、V、Cr、Fe、Ni、Cu、Y、Sr、Ce、Ba、Zr、Nb、Ru、Rh、Pb、Ag、La、W、Pdなどの金属イオンが含まれる。他のRTWCGSiOx溶液製剤で、良好な結果を得られたものは、Al、Sb、Be、Bi、Mg、Ce、Hf、Ta、Ti、Zrの様々な無機金属酸化物、及びIとBrの様々な非金属酸化物を含むものであった。また、限定するものではないが、Bi、Ti、Co、V、Ce、Al、La、Mgを含む様々な金属塩化物及びフッ化物についても、調査により、RTWCGSiOx成長溶液の成分として使用するものとして比較的良好な結果を得た。上記のイオンを含む種々の無機金属酸化物を、他の成分と共に、フッ化物含有酸性水溶液に溶解させることによって、成長溶液と珪素基板との間の還元酸化レドックス反応が得られる。好ましい成長溶液における、SiOx厚と、珪素太陽電池セルの非メタライズ表面の同時エッチングバックの量との間の望ましい比率が存在する。上記のパラグラフで挙げた金属又は非金属イオンの1つ以上の組み合わせによって、酸系SiOx成長溶液が得られた。種々の溶液の成長速度は、数nm/minから、500nm/minという高い成長速度まで、様々であった。様々な金属及び非金属イオン群の役割は、水性還元酸化レドックス成分と、更にオプションとして触媒H2TiF6、PdO2C3F32、TiCl4、NH42TiF6、及びSiO系薄膜の成長を促進するために成長溶液に添加することができる同様のもの、を提供することである。改良されたRTCWG溶液について本明細書で記載するが、RoomTemperatureWetChemicalGrowthProcessofSiOBasedOxidesonSilicon珪素上のSiO系酸化物の室温湿式化学成長プロセスという名称の米国特許第6080683号、及びMethodofMakingThinFilmsDielectricsUsingaProcessforRoomTemperatureWetChemicalGrowthofSiOBasedOxidesonaSubstrate基板上のSiO系酸化物の室温湿式化学成長のためのプロセスを用いて薄膜誘電体を作製する方法という名称の米国特許第6593077号に記載されているような溶液を使用することもできる。RTWCG誘電体膜は、Si‐O‐xで構成されており、ここで、Siは珪素であり、Oは酸素であり、xは、窒素、炭素、フッ化物、又は水素とすることができる。これより遥かに低いレベルで、膜は、更に、微量のSi‐O‐Mで構成されており、ここで、Mは金属イオンである。好ましいSiOx膜のXPS深さ分析によって、微量金属のほとんどは、酸化されるか、又はSi、N、及び他の非金属の微量不純物に結合するか、いずれかであることが明らかになった。デコンボリューションにより得たピークの結合エネルギー値でSiOx成分の原子百分率を計算するのに使用される感度係数は、イオンエッチングされたSi、Ti、SiC、BN、TiO2、熱酸化SiO2、及び他の様々な金属標準を分析することにより、正確に決定された。1つ又は複数の実施形態において、RTWCG溶液は、導電層を提供するための添加剤を含むことができる。Bi、Ti、Co、Cu、Se、Ceなどの金属窒化物からなる様々なRTWCG成長溶液によって、Si‐O‐M例えば、Si‐O‐Cu、Si‐O‐Bi、Si‐O‐Seの濃度が高い膜が生成される。更に、導電層の形成を促進するために、Bi、Ti、Co、V、Ce、Al、La、Mg系の塩化物又はフッ化物からなる群から選択される金属塩化物又はフッ化物を含むこともできる。このような膜は、導電性で、かつ太陽スペクトルの可視領域で透明であり、約10の比較的低いAWRを有する。Si‐O‐M膜は、当技術分野で知られている透明導電酸化物TCO:TransparentConductiveOxideに代わる、より高品質かつ低コストのものとして用いることができる。RTWCGTCOには、高効率かつ低コストの薄膜太陽電池セルの製造における用途を含む、様々なエレクトロニクス及びオプトエレクトロニクスフォトニクス用途がある。これらの化合物を含むRTCWG溶液は、いずれかのオペレーションモード又は理論にとらわれることなく、SiOx層における金属の形成を可能にする無電解メッキのような処理が可能であると考えられる。1つ又は複数の実施形態において、RTCWG溶液は、フッ化物源を含んでいる。典型例となるフッ化物源には、H2SiF6、NH4F、HF、H2TiF6、BaF、BF4、更に、他の金属及び非金属フッ化物が含まれる。また、RTCWG溶液は、1つ又は複数の酸を含むこともでき、これらは同じくフッ化物源とすることができる。典型例となる酸には、H2SiF6、HCl、HF、HNO3、H2SO4が含まれる。非腐食性の添加剤として、限定するものではないが、NH4F、HF、HCl、H2O、HNO3、H2O2、更に、コロイドシリカ、SiO2、他の水溶性金属ケイ酸塩などのシリカ源を含むことができる。これらの添加剤は、本発明によれば、数ある用途の中でも、RTWCGSiOx膜の成長速度を変更するため、及び非メタライズエミッタ表面をエッチングバックする速度を調整するための、化学組成の調整、成長溶液のpH調整、膜の金属及び非金属不純物濃度の調整に利用することができる。本明細書では、高効率かつ低コストの結晶太陽電池セルへの応用のために特別に調製されたRTWCGSiOx溶液について記載する。このような新たなRTWCG溶液の開発では、低コストかつ環境に優しい製剤であるだけではなく、より多くの数の役割を果たすことが可能な製剤であることを重視した。キンクアンドテイル型エミッタ拡散の後に続いて、従来のスクリーン印刷メタライゼーションによって、表面及び裏面のコンタクトを生成する。RTWCGプロセスによると、より低い接触抵抗と、より高い導電性の表面グリッドコンタクトを提供するスクリーン印刷ペーストを使用することが可能である。そして、このシングルステップRTWCGSiOx成長溶液は、同時に、i.メタライゼーションを含むセル表面を、その場洗浄し、ii.優れた品質のエッジアイソレーションを形成する可能性があり、iii.低反射率SiOxARCを生成し、iv.表面のAg系コンタクト及び裏面のAlコンタクトを含むセル表面を不活性化し、v.優れた品質の選択エミッタSEを形成し、vi.組織化SiOxTO表面を形成する。本来の強い表面場の形成と共に、上記のRTWCGSiOxARC/SE/TOフィーチャは、珪素太陽電池セルの効率の大幅な向上に役立つ。当技術分野で周知の他の高効率セル設計と比較して、RTWCGSiOxARC/SE/TO技術は、エネルギー需要が多い幾つかの熱工程を含む一部の処理工程を排除することによって、製造コストを大幅に削減する。RTWCGSiOx成長溶液の様々なMe3/Me5レドックス系、酸化触媒、及び本明細書で記載する非腐食性成分の開発に特別な注意が払われた。非腐食性成分は、SiOxの金属不純物濃度を最小限に抑え、珪素表面を良好に不活性化する低反射透明SiOx膜を生成する。溶液は、セルメタライゼーションの完全性を損なうことなく、エミッタの非メタライズ表面から適当な厚さをエッチングバックすることを要求された。本明細書で記載するように、好ましいRTWCGSiOx成長溶液では、レドックス系、水性均一系酸化触媒、及び非腐食性の無機添加剤を利用する。様々なピークのXPSBE分析は、微量の非酸化金属が表面にのみ存在していることを示している。SiOxバルク領域に見られる不純物の略100は、窒素、珪素、又は酸素と安定化合物を形成する。このような観測結果は、Si上、更にはGaAs及び他のIV、III‐V、I‐II‐VI族半導体基板上など、調査した他の全ての基板上に成長させたRTWCGSiOx膜についても同様である。珪素太陽電池セル用途の好ましいRTWCGSiOx成長溶液製剤を作製するために、nを0~4、mを1~4として、様々な金属イオンMen/MeをRTWCGSiOx成長溶液製剤に含めた。成長溶液の成長速度を高めるため、及び/又は酸化物中の金属濃度レベルを低くするために使用して成功している幾つかの金属又は非金属イオンには、限定するものではないが、Ti、Co、V、Cr、Ni、Sr、Cu、Ce、Y、Zr、Nb、Ru、Rh、Fe、Ba、Pb、Pd、I、Br、Al、Sb、Be、Bi、Hf、Ta、W、La、Ir、Os、As、Sn、Ag、Mgが含まれる。様々な金属イオンの作用は、レドックス成分としてのものであり、例えば、K3FeCN6は、Fe2/Fe3レドックス系を形成する。他の金属イオンは、RTWCGSiOx薄膜の成長速度を高める均一系酸化触媒成分として作用する。非腐食性の添加剤には、限定するものではないが、NaF、KOH、NaFとNH4FとHF、HCl、H2SO4、H2O、H2O2が含まれる。これらの添加剤によって、成長速度を調整し、金属及び非金属不純物による光学的及び電気的損失を低減し、非メタライズエミッタ表面をエッチングバックする速度を調整することが可能である。しかしながら、SiOx品質の主な向上は、SiOx成長溶液の全ての有機成分を無機成分で置き換えた後に見られた。1つ又は複数の実施形態において、高品質のRTWCGSiOxARC/SE/TOフィーチャを生成するRTWCGSiOx成長製剤は、実質的に珪素源を含まない。珪素源を実質的に含まないとは、RTCWG溶液中に有意なレベルの珪素源が存在しないことを意味する。特に、珪素源が意図的に追加されることはなく、溶液は珪素成分を含まない。微量の不純物を除去するのは難しい場合があり、また、溶液の作用には影響しないと認識されているので、微量レベルの珪素によってRTCWG溶液の珪素フリー品質が損なわれることはない。微量レベルとは、珪素濃度が、1未満、又は0.1質量未満である。一部の実施形態では、珪素は、ppmレベルで存在する。これらの好ましい製剤によると、コストが低減するだけでなく、SiOx膜厚、成長速度及びエッチングバックの間の理想的なバランスが維持される。多くの元素、特に遷移金属元素は、レドックス反応に広く関わることを可能にする複数の酸化状態を有する。RTWCGSiOx成長プロセス及びエミッタの非メタライズ表面のエッチングバックにとって重要なレドックス反応の2つの種類は、酸化的付加/還元的脱離などの原子移動反応と、電子移動である。基礎的なレドックス反応は、酸化種と還元種との間の縮退反応を伴う自己交換反応である。Fe2とFe3イオン間の電子交換のような電子交換を発生させる、N‐n‐ブチル塩化ピリジニウムなど比較的多数の有機化合物、K3FeCN6などの無機材料がある。RTWCGSiOx成長溶液を作製するための、無機金属又は非金属酸化物、無機金属及び非金属塩化物、無機金属及び非金属フッ化物の多くの組み合わせが発見され、利用されている。以下のパラグラフでは、先行技術のRTWCGで見られる好ましさに劣り、より複雑な溶液から、好ましく、単純化されたRTWCG成長溶液を生み出した実験研究の内容を極めて凝縮して記載している。新たなRTWCG成長溶液は、膜に取り込まれる金属成分がより少なく、成長速度がより高く、また、低コストかつ高効率のRTWCGSiOxARC/SE/TO珪素太陽電池セルの大量生産により良く適合する。図7は、先行技術により100p‐Si基板上に成長させたRTWCGSiOx薄膜のXPS深さプロファイルを示している。成長溶液は、シリカを飽和させた34H2SiF6を3体積部と、2体積部の60H2TiF6と、1体積部の5N‐n‐ブチル塩化ピリジニウムと、2体積部の5K3FeCN6と、で構成された。この成長溶液は、製造環境でSiOxARCを生成するためには、成長時間が約20分と長いことから、あまり実用的ではない。Si及びO原子の深さプロファイルは、略一定であり、そのAM1.5AWR値は、最適化された従来のCVD堆積によるSiNxARC膜のそれをほんの僅かに下回った。膜の品質は、全ての有機成分を排除した後に向上した。図8のAES深さプロファイルは、5体積部の34H2SiF6、1体積部の60H2TiF6、1体積部の5K3FeCN6で構成された無機成長溶液製剤で、p‐Si基板上に3分で成長させた110μm厚のSiOx膜のものである。Feが比較的低濃度であることによって、このSiOx膜は、太陽電池セル用途としての優れた電気及び誘電特性を持つものであった。これは、太陽電池セルの表面及び裏面コンタクトのメタライゼーションと完全に併用が可能である初めてのRTWCG溶液製剤の1つであった。しかしながら、可視領域での全体としての反射率は、低成長速度SiOx溶液製剤図7のそれより、ほんの僅かに低いだけであった。n‐Siエミッタ表面の非メタライズ部分は、良質の選択エミッタを形成するのに十分にはエッチングバックされなかった。RTWCGSiOx膜の金属含有量は、本明細書で示すように、他の好ましい成長溶液製剤で成長させるか、又は希HFaqでの短いエッチング工程を追加することで、更に低減させることが可能である。Si源成分を有し、低金属RTWCGSiOx膜を成長させる好ましい溶液は、1~5体積部の34H2SiF6、1~4体積部の60H2TiF6、1~4体積部の10K3FeCN6、20gのCoOH2を1Lの水に溶解したものを1~5体積部、で構成される。コバルトは、結果として得られるSiOx膜の光学特性を向上させる。この好ましい溶液製剤を用いたas‐grownSiOx膜のXPS表面検査を、図9aに示している。高性能XPSシステムによって、ほんの微量のFeが検出された。このSiOx膜の5.4という低い平均反射率は、図9bに示す膜の勾配屈折率によって説明される。as‐grown膜の表面における屈折率は約1.4であることが、エリプソメトリを用いて分かった。この値は、31.5が珪素、62が酸素、5.6が炭素である膜の膜表面の原子化学組成と、よく合致している。少量の窒素、フッ素と、微量の鉄と、他の金属及び非金属不純物とで、膜の表面組成の0.9を占めている。図9bで明らかなように、膜の表面はSiO2リッチである。ところが、SiOx組成は、SiOx/Si界面に向かって徐々に珪素リッチになっている。SiOx膜は、深さの関数として、表面での約1.4からSiOx/Si界面での約3.5まで増加する勾配屈折率を有する。この勾配屈折率によって、膜の低反射率が説明される。RTWCGSiOx膜のTXRF深さプロファイルは、金属不純物の最大濃度が、恐らく成長溶液からの吸収によって、膜の表面又はその付近であることを示している。RTWCG膜を成長させて、その後に続く水リンスの後に、表面金属不純物のほとんどは、弱いHFエッチングにより除去することができる。SiOx膜の主成分の原子濃度を、図10のXPS深さプロファイルに示している。膜は、シリカを飽和させたH2SiF6を3体積部と、2体積部の60H2TiF6と、2体積部の10K3FeCN6と、からなる溶液で成長させた。結果として得られたRTWCGSiOx膜は、水でリンスした後に、64体積部のH2Oに対し1体積部のHFの希フッ化水素酸溶液で15秒間エッチングした。最後に、試料をDIDeIonized:脱イオン水でリンスし、窒素で乾燥させた。弱いエッチングの結果、金属不純物のレベルが低減した。Feの原子濃度が、約1.3から、計器の検出限界である0.1より下まで低下し、同様に、Tiが、約1から、同じく計器の検出限界より下まで低下した。その上、弱いエッチングによって、組織化SiOx膜表面が形成され、これによって、AM1.5AWRが4.9の初期値から3.08まで低下した。1つ又は複数の実施形態において、RTWCG溶液は、2体積部のH2TiF6と、SiO2で過飽和させたコロイドシリカを2体積部と、1体積部の10K3FeCN6と、で構成される。平滑なn/pc‐Siウェハ上に成長させた平滑なRTWCGSiOx膜のAM1.5AWRは、非常に低い4.78であった。図11を参照して、溶液により、図10の膜と同様に、深さにつれて徐々に高くなるSi濃度を持つ膜が形成された。その屈折率は、表面での1.35の値から、SiOx/Si界面での3.5まで、深さにつれて高くなった。膜の表面炭素は、膜の化学安定性を劇的に向上させるが、勾配屈折率には大きく影響しないことが明らかになっている。as‐grownSiOx膜の1までの比較的高い表面金属不純物濃度は、大部分、商用グレードH2SiF6珪素源成分によって取り込まれたことが判明しており、それは、室温付近での珪素及び他の基板上のSiO2膜の液相析出LPDに広く用いられているものである。従来のH2SiF6珪素源成分を、他のSi成分で置き換えることが試みられた。図12は、5体積部の70NH4SiF6、2体積部の60H2TiF6、2体積部の10K3FeCN6、10gのCoOH2を1Lの10HClに溶解したものを3体積部、で構成された成長溶液を用いて成長させたRTWCGSiOx膜のXPS深さプロファイルを示している。n‐Si基板上のas‐grown膜は、Ti及びFe原子濃度がXPS検出限界を下回るものであった。140nm厚の膜は、400~1200nmのスペクトルについて、5.14のAM1.5AWRを有していた。RTWCGSiOx成長溶液製剤から珪素源成分を除去した結果、十分なエッチングバック深さでのSiOx成長速度が向上し、これによって、スクリーン印刷による表面及び裏面コンタクトの完全性が維持された優れた品質の選択エミッタが形成され、また、結果として得られるSiOx膜の金属不純物濃度が低減した。以下で、そのような試験された多数の製剤の中から、2つの例を示す。図13は、2体積部の60H2TiF6、2体積部の5K3FeCN6、3体積部のH2O、からなる溶液を用いてnc‐Si基板上に成長させた低金属不純物RTWCGSiOx膜のXPS深さプロファイルを示している。様々に成分濃度が異なる上記RTWCG溶液のバージョンを、多数のnpc‐Si及びmc‐Si小面積珪素太陽電池セルについて試験した。結果として得られた高品質RTWCGSiOxARC/SE/セル構造から、良好な結果が得られた。as‐grownSiOx膜に含まれる金属不純物の量は、成長後の水リンスの時間を長くすることで減少した。Fe及びTi金属不純物の原子濃度は、0.1を下回り、酸素、珪素、チタン、鉄のXPS結合エネルギーのピークによって発見されるSi‐Me又はMe‐O結合のいずれかを形成していた。RTWCGSiOx成長の際に非メタライズエミッタ表面がエッチングバックされる厚さは、溶液の濃度に依存し、これを変更することで、最適な厚さのSiOxARC膜を成長させながら、優れた品質の選択エミッタを生成することができる。例えば、特定の製剤を、比較的高濃度のH2TiF6とK3FeCN6で構成した。平滑なn/pc‐Siエミッタ表面上での140nm厚のSiOxARC膜の成長時間は、約50秒であった。溶液によって、6.45のAM1.5AWRを持つ膜が生成され、非メタライズエミッタ表面から0.18~0.22μmの深さまでエッチングバックされた。図14は、以下でVT溶液と呼ぶ、1~3体積部の60H2TiF6、1~5gのV2O5を1Lの10HClに溶解したものを1~3体積部、からなる好ましい成長溶液によって、nc‐Si基板上に成長させた低金属不純物RTWCGSiOx膜の成分のXPS深さプロファイルを示している。VT溶液は、優れた品質のRTWCGSiOxARC/SE形成に必要な全ての要件を満たしており、効率の最大の向上を示しているものの1つである。表面及び裏面のメタライゼーションとの併用が完全に可能である。主に膜の表面で高濃度である金属不純物は、NASAGlennの高分解能XPSシステムの計器検出限界を下回る濃度であることが分かった。図13及び図14で用いたような成長溶液によって、高濃度にドープされたn表面上に平滑な120~150nm厚のSiOx膜を成長させた。それらの5~9であったas‐grownAM1.5AWR値は、追加のTO形成工程によって低減された。平滑なSiOx膜は、可視光に対して、特に400~1200nmのAM1.5太陽スペクトルの低波長端に向かって透明性が高いものであった。低波長端では、他のあらゆる標準的な単層のARC、そして特に多層のARCは、そのほとんどを吸収する。実施例によって、240nm厚のSiOx膜の場合でさえ、可視光の吸収が1未満であることが示される。VT及び関連する成長溶液の成分で最もコストが高いのは、圧倒的に、60H2TiF6である。更には、様々に異なる販売業者から入手した場合は特に、化学品のバッチ間に品質の問題があることが観測されている。経済的理由及び品質管理上の理由から、この成分は実験室で生成されている。10~50HF1リットルあたり、10g~275gのいずれかの量のテクニカルグレードTiO2アナターゼを溶解させた。この中に、2g~50gのV2O5を、直接添加するか、又は、まず10~30HClに溶解して、様々に異なるV2O5/HCl対H2TiF6/HF比で混合物を生成するか、いずれかとした。超高純度水、半導体グレードHF、及び半導体グレードHClを使用した。より高濃度のVイオン成分を含むSiOx成長溶液ほど、より高い成長速度でSiOx膜が生成される。表1は、n‐Si基板上に同時RTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造を生成するのに要する時間を示している。一定量のV2O5成分に対して添加されるTiO2源の量に応じて、130~150nm表1を参照のSiOx厚で1秒未満~約15秒の時間がかかる。この場合、及び他の多くの同様の実験において、SiOx厚は、予め設定されたカラーコードから、更に/又はフォトレジストでマスクされた珪素表面のDektakプロファイルを用いることにより、推定された。表1に見られる超高成長速度は、セルの先頭部分とセルの遅れ部分との間で成長時間の違いが僅かであることから、工業環境での制御が課題となる。1つ又は複数の実施形態において、溶液は、少なくとも20秒で、最も好ましくは25秒~1分で、ARC/SE/TO構造を成長させるように調整される。図15は、高濃度にリンドープされたnc‐Si基板上に成長させた低金属不純物RTWCGSiOx膜の主成分のXPS深さプロファイルを示している。膜を作製するのに使用した超低コスト成長溶液は、15~30のHFに溶解した10g/LのTiO2アナターゼを1~3体積部と、10HClに溶解した3.5g/LのV2O5を1~2体積部と、で構成した。この溶液で130~150nm厚のRTWCGSiOx膜を成長させるのに、20~30秒を要した。図15で用いたような高成長速度溶液は、低成長速度溶液に比較して、膜の表面であっても、より珪素リッチである。このため、より高速の成長溶液によると、2.2と高い表面屈折率を有し、これがSiOx/Si界面での3.5まで徐々に高くなる膜が形成される。珪素の濃度は、SiOx/Si接合に向かって徐々に増加し、一方、酸素の原子濃度は、SiOx深さの関数として徐々に減少する。これらのSiリッチSiOx膜の反射率は、図10のSiOx膜の反射率よりも高いが、それでも、それらのAM1.5AWRは、10を大きく下回っている。これらのSiリッチSiOx膜は、現状技術の他のどの単層のものよりも、可視スペクトルでの透明性がより高く、多層ARCよりも遥かに透明性が高い。150nm厚の優れた品質のRTWCGSiOx膜を作製する高成長速度かつ超低コストの溶液は、単金属酸化物、金属塩化物、又は金属フッ化物成分を、様々な濃度のHF水溶液に溶解させることにより作られている。本明細書で記載する遷移金属元素の酸化物は、好ましい金属酸化物成分である。SiOx成長速度は、金属酸化物成分の濃度が高くなるほど増加し、それよりは少ない程度に、使用されるHFの濃度によって増加する。HFに溶解した五酸化バナジウムは、金属酸化物成分をHFに溶解させることによって作製される成長溶液の一例である。図16は、高濃度にリンドープされた珪素基板上で130~150nm厚のRTWCGSiOx膜を成長させるのに要する時間を、50HFに溶解させたV2O5の正規化された量に対して、示している。SiOx成長速度は、HF中のV2O5濃度に遥かに大きく依存し、より少ない程度でHF水溶液の希釈度に依存する。様々に異なる量のV2O5を、様々に異なる濃度のHFに溶解させて溶液を作製した。高濃度にリンドープされた同様のn‐Si基板上において、様々に異なる成長溶液を用いて、140nm厚のSiOx膜を成長させた。膜を形成するのに要した時間を測定し、その結果を表2に示している。表でわかるように、次第に濃度を高くしたHFに一定量のV2O5を溶解させた溶液の場合、成長時間は、比較的小さな減少があるのみである。等しい濃度のHFに、次第に大きな量のV2O5を溶解させた溶液の場合、成長時間の遥かに顕著な減少が認められる。7.5gV2O5/LHFより低いV2O5濃度の成長溶液によると、バナジウムの原子濃度が0.1未満であるSiOx膜が生成される。表2にあるような、より高いV2O5濃度を持つ溶液によると、それによって金属バナジウムの原子濃度が徐々に増加したSiOx膜が生成される。このため、更には、140nm厚のSiOx膜を10秒未満で成長させる超高成長速度溶液によって生じる品質管理上の問題から、好ましいV2O5濃度は7.5gV2O5/LHF未満であり、好ましいHF濃度は10~30である。図17aは、V2O5/50HF成長溶液によって成長させた低金属不純物RTWCGSiOx膜の主成分のXPS深さプロファイルを示している。約30秒で、nc‐Si基板上に約140nm厚の膜が成長した。図でわかるように、この高速成長SiOx膜は、珪素リッチであり、珪素及び酸素の勾配深さプロファイルを有する。図17bで、バナジウムのピークがバックグラウンドレベルであり、よって、XPSシステムの0.1の計器検出限界を下回ることが分かる。当技術分野でよく知られているように、XPS、AES、及び他の表面分析手法は、水素のような低原子番号の元素を検出することができない。一方、SIMSは、水素だけではなく、RTWCGSiOx膜に存在する他の不純物の量を測定するのに、適切に利用することができる。図18は、図16で使用した溶液と類似の組成の溶液で成長させた、高速成長によるSiリッチなSiOx膜に見られる主な非金属不純物のSIMS原子濃度の深さプロファイルを示している。膜は、比較的高い炭素原子濃度、比較的低い水素原子濃度を有し、更に低いフッ素及び窒素原子濃度を有するものであった。RTWCGSiOx膜図18の炭素原子濃度は、当技術分野で知られている低温SiOx析出の原子濃度よりも、遥かに高い。例えば、RTWCGSiOx膜の炭素原子濃度は、当技術分野で知られている原子層堆積ALD:AtomicLayerDepositionを250°Cの温度で用いるアミノシランを用いた極低温SiO2析出I.Suzuki等の炭素原子濃度よりも、最大で2桁高い。一方、RTWCGSiOx膜とALDSiO2膜の、水素及び窒素の原子濃度は実質的に同じである。RTWCGSiOxは室温プロセスであるため、水素の原子濃度は、SiOx/Si界面に向かって、深さにつれて徐々に減少する。このことは、当技術分野で知られている水素パッシベーション効果が、SiOx/Si界面で最小であり、珪素バルクでは明らかに存在しないことを意味する。ところが、本明細書で考察する小面積MOSデバイスのI‐V特性は、RTWCGSiOx成長の後に、約200°Cの比較的低温で基板を加熱すると、SiOx膜中の水素の一部がSiOx/Si界面を良好に不活性化することを示している。より高い温度でSiOx膜を加熱することで、更に珪素バルク欠陥の一部を不活性化することが可能である。超低コストかつ高成長速度のRTWCG成長溶液での、図15及び17にあるようなSiリッチSiOx膜のRTWCGにより、コストと電気及び誘電特性との間の良好な妥協点が提供されることが、多数の小面積太陽電池セルでの実験によって明らかになった。それらは、低コストのソーラーグレードc‐Si、mc‐Si、又はpoly‐Si基板上での優れた品質のRTWCGSiOxARC/SE/TO結晶珪素太陽電池セル構造の形成にとって、望ましいものとなり得る。結果として得られる膜は反射率が若干高くなるものの、このような溶液によって成長させたSiOx膜は、低金属濃度であり、太陽電池セル上のメタライゼーションとの併用が可能である。他のRTWCGSiOx成長溶液と同様に、優れた品質のSEとTO高効率化フィーチャが同時に形成される。太陽電池用途の好ましいRTWCGSiOx溶液製剤は、Fe、Ti、V、Coイオンを利用したものだけではなく、nを0~4、mを1~4として、他の多種多様なMen/Meイオンによるものがある。具体例として、限定するものではないが、Ti、Co、V、Cr、Fe、Ni、Cu、Y、Sr、Ce、Ba、Zr、Nb、Ru、Rh、Pdなどの金属イオンが含まれる。ただし、これらのイオンのうち幾つかは、SiOxの成長を弱く触媒するのみであることから、大量の太陽電池セル製造には実用的ではない。例えば、Nb:HF成長溶液製剤は最も高速のもので、RTWCGSiOxARC膜の必要な厚さを成長させるのに40分かかる。金属基例えば、K3FeCN6、V2O5、TiO2アナターゼ、CoOH2等を含有する化学物質を酸性溶液に溶解させることで、良質な選択エミッタを形成しながらSiOx系薄膜の成長を促進する成長製剤が生成される。好ましい溶液は、様々な濃度のHFを含み、また、様々な濃度のHCl、H2SO4、HNO3といった他の酸の組み合わせを含み得る。HF成分は、エミッタのエッチングバックに使用されるのに対して、他の酸は、HFに容易に溶解しない一部の金属イオン成分を溶解させるのに望ましい場合がある。HFに溶解させたIV族のSn4及びPb4イオンは、RTWCGSiOxの比較的強い均一系触媒となる。本発明の好ましい実施形態では、Pb系RTWCGSiOx成長溶液は、10~50HFの1Lあたり、3~7.5gのPbO2を溶解させることによって作られる。図19を参照して、他のあらゆる成長溶液製剤と同じく、SiOx成長速度は、溶液中の触媒の濃度に依存する。高濃度にリンドープされたn‐Si基板上に、極めて均一なメタリックブルーの130nm~150nm厚SiOx層を80秒で成長させる、低コストRTWCGSiOx成長溶液は、1Lの50HFに4.5gのPbO2を溶解させることによって作製することができる。結果として得られる膜は、もしあるとしてもほんの微量原子濃度のPbを含み、優れた電子/光学特性を有する。溶液によりエッチングバックされるエミッタの厚さは、HFの濃度を10~50の間で変更することによって、調整することが可能であり、これにより優れた品質の選択エミッタが生成される。得られる膜の金属不純物濃度を著しく増加させることなく、成長速度を高めることができる多くの共触媒があり、例としては、Ti、Co、V、及びFe系化合物である。また、限定するものではないが、MnO4、及びCr2O72を含む幾つかの酸化性イオンを含むHF水溶液を、RTWCGSiOx膜の成長のための均一系触媒として使用することもできる。最も効果的かつ低コストで、環境に優しいRTWCG成長溶液を開発する目的で、n/pc‐Si及びmc‐Si表面上でSiOxを成長させるのに非金属触媒を利用することに成功している。RTWCGSiOx成長溶液において、酸性水溶液中のVII族の塩素、フッ素、ヨウ素、及び臭素イオンを用いることができる。1つ又は複数の実施形態により、RTWCGSiOx成長溶液は、様々な濃度のHFに五酸化ヨウ素I2O5を溶解させることにより調製される。この溶液によって、所望のSiOxARC厚を50秒未満で成長させることが可能である。これらの成長溶液は、標準的なn/pSi結晶太陽電池セルの表面スクリーン印刷メタライゼーションとの併用が可能である。結果として得られる優れた品質のSiOx膜は、低反射率であって、エミッタ表面を良好に不活性化し、優れた品質の選択エミッタを生成する。限定するものではないが、ヨウ素酸HIO3、ヨウ化カリウムKI、及びI2O5を含む、あらゆるヨウ素含有化学化合物を、自由に酸性HF系溶液に溶解させて、SiOx膜を成長させた。スクリーン印刷Alペースト、焼成温度及び時間に依っては、I2O5:HF成長溶液は、Al系の裏面スクリーン印刷コンタクトと反応する場合があり、セルが1分より長く完全に浸漬されると、コンタクトを劣化させる。Al裏面コンタクトを持つ太陽電池セルがヨウ素系成長溶液に完全に浸漬される場合は、高成長製剤を利用する必要がある。当然のことながら、完全な浸漬以外の、Al裏面コンタクトとの望ましくない反応を回避するのに用いることができる他の方法がある。セルを、エミッタ面を下に向けて成長溶液に浮かべることができ、又は成長溶液の薄膜をエミッタ表面にのみ施すことができる。一つの実験で、様々に異なる量のI2O5を、様々に異なる強度のHFに溶解させたRTWCGSiOx成長溶液を調製した。I2O5濃度は、0.3~2g/Lの範囲とし、HF濃度は、10~50の範囲とした。高濃度にドープされた同様のn珪素表面上でのSiOx成長速度は、I2O5濃度に大きく依存し、また、それより少ない程度で、使用されるHF濃度に依存することが判明した。2gI2O5/1L50HFの濃度によって、約15秒で130~150nm厚のメタリックブルーの酸化物が生成される。0.3gI2O5/1L10HFの濃度によると、同じ厚さのSiOxが5分で成長する。成長溶液成分の更なる実験調査によって、HIO3、I2O5、KIの他に、太陽電池セル又は他の用途のための品質が向上したRTWCGSiOx薄膜を作製するのに使用することができるヨウ素含有化学物質が、比較的多数あることが明らかになった。それを列挙すると、限定するものではないが、BI3、I2O4、I2O5、I2O9、IF5、SiI4、PI3、P2I4、TiI4、VI3、CoI2、NiI2、AsI3、SnI4、SbI3、TeI4、PbI2、BiI3が含まれる。本発明によれば、HFに溶解させた1つ以上のヨウ素含有化学物質の様々な組み合わせが、SiOx膜の触媒又は共触媒となって、n‐Si又はp‐Si表面上でRTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造の高効率化フィーチャを生成させる。また、本明細書で記載する幾つかのSiOx成長溶液に上記の触媒を添加した場合、Si基板以外のものに成長させるRTWCG膜の品質も向上させることが実証されている。例えば、図14のVTRTWCG成長溶液にAsI3を添加すると、p‐GaAs及びn‐GaAs基板上に成長させたRTWCGGa‐As‐O薄膜誘電体のパッシベーション能力が大幅に向上する。従来の結晶太陽電池セル設計と比較して、RTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造により得られる効率の向上は、光学的損失、抵抗損失、及び再結合損失が大幅に低減されたことによるものである。RTWCGSiOx膜の反射及び吸収は極めて低く、SiOx膜によるパッシベーションは十分であり、また、極めて効果的な選択エミッタSEが生成されて、平滑SE/組織化SiOxコンセプトによる固有の抵抗損失低減が見られる。本明細書で記載する環境に優しいRTWCGSiOxの方法及びプロセスは、従来のスクリーン印刷メタライゼーションを有する低コストかつ高効率の結晶珪素太陽電池セルの製造に利用されるように設計されている。RTWCGSiOxARC/SE/TOプロセスは、単純で、制御可能であり、また、1分未満で、i.珪素及びメタライゼーション表面を、その場洗浄し、ii.生産用npSi基板上でのAM1.5加重平均反射率AWRが5~9であり、最適化されたRTWCGSiOxARC/TOセル構造上でのAM1.5AWRが3~5である勾配屈折率SiOx反射防止コーティングARCを成長させ、iii.SiOxによって、SiOx/エミッタ界面でダングリングボンドを極めて良好に不活性化し、iv.本明細書に記載のマスクを用いた拡散を利用することで、良好なエッジアイソレーションを形成し、v.標準的なスクリーン印刷メタライゼーションをマスクとして用いて、エミッタの活性領域のみをエッチングバックすることで、大規模な低コスト生産に適合する優れた品質のSEを生成し、vi.光学的損失の更なる低減が可能な、オプションの組織化SiOx表面を生成する。本発明の上記及び他の目的、特徴、及び効果は、発明の好適な実施形態についての以下のより具体的な例から明らかになるであろう。[例1:超低コストのRTWCGSiOx溶液]希釈化学を利用する超低コストのRTWCGSiOx水溶液製剤は、好ましくは、製造施設においてオンサイトで作製される。これによって、H2SiF6、H2TiF6、及び他の溶液成分のコストが大幅に削減されるだけではなく、メーカによる品質管理が最大限に有効となる。本発明の好ましい実施形態では、RTWCGSiOx成長溶液製剤によって、先行技術によるRTWCGSiOx成長溶液製剤に見られるH2SiF6又は他の珪素源のような、珪素源の必要性を排除している。ACSAmericanChemicalSociety:米国化学会グレード又はそれより上のグレードのHFと、超高純度水を使用して、濃HF溶液を所望の10~40の濃度に希釈することができる。ACS又はそれより上のグレードのHClも、同様に使用して所望の濃度に希釈することが可能である。RTWCGSiOx成長溶液は、更に、非腐食性の水溶性成分を含み、1LのHFあたり1~10gの少量の、好ましい単一触媒又は好ましい触媒の組み合わせが添加される。好ましい触媒は、ACS又はそれより上のグレードのものであって、例として、限定するものではないが、二酸化チタンアナターゼ、五酸化バナジウム、五酸化ヨウ素、フェリシアン化カリウム、二酸化鉛が含まれ、更にオプションとして、酸化コバルト又は酸化セリウムのいずれかが含まれる。2つの試料を、同じFZc‐Sin/p拡散ウェハから切り出した。試料の1つは、超低コストの高成長速度バナジウム系SiOx成長溶液に10秒間、第2の試料は40秒間、完全に浸漬させた。結果として得られたSiOx膜を、緩衝HFエッチング液によって除去した後に、残りのエミッタの正味多数キャリア濃度の深さプロファイルを取得したものを、図20に示している。この実験の拡散試料は、本発明の仕様によって作製され、試験は、SoleconLaboratories社によって実施された。広がり抵抗解析法を用いて多数キャリア濃度の深さプロファイルが取得され、一方、シート抵抗値は四探針測定によって取得された。表3でわかるように、10秒のSiOx成長時間の後に、エミッタのシート抵抗は、元の値の43Ω/sqから、約114Ω/sqまで増加し、40秒のSiOx成長時間の後に、エミッタのシート抵抗は、著しく高く、約695Ω/sqとなった。[例2:その場表面洗浄、及びスクリーン印刷メタライゼーションとの併用性]全ての試験的な小面積高効率セルは、クリーンルーム設備で製作されるが、現状技術による太陽電池セルの多くの製造は、非クリーンルーム環境で行われる。非クリーンルーム環境は、セル表面に不純物が取り込まれることで、セルの効率にマイナスの影響を与える。最後の製造工程であるRTWCGSiOxARC/SEプロセスでは、活性表面及びスクリーン印刷による表面グリッドラインを洗浄することにより、非クリーンルーム環境に起因する効率の損失を奪還する。また、以下の実施例でわかるように、その場洗浄によって、同じバッチ内だけではなく、バッチ間でも、効率のばらつきが低減する。図21aは、25μmの高いピーク対谷peak‐to‐valleyアスペクト比を持つピラミッド組織化表面を備えたc‐Si太陽電池セルのノマルスキ像を示している。図21bでわかるように、RTWCGSiOxプロセスは、スクリーン印刷メタライゼーションと完全に併用が可能である。組織化表面の高アスペクト比図21cを参照によって、グリッドライン部分は、谷の底に触れることなく、ピラミッド間に懸架される。多数のRTWCGSiOxコーティングされた小面積及び大面積のc‐Si、キャストmc‐Si、及びpoly‐Sin/p太陽電池セルについて、表面コンタクトの機械的及び電気的完全性を試験した。好ましいRTWCGSiOxプロセスは、スクリーン印刷コンタクトにマイナスの影響を及ぼさないことが分かった。例えば、ほとんど全てのセルの直列抵抗Rsが、RTWCGSiOxコーティング後に40程も低減した。Rsの低減が一因となって、フィルファクタFF及び効率が著しく向上した。RTWCG成長後の100を超えるPmaxの増加は、光学的損失の低減又は青色感度の固有の増加だけでは説明することはできない。一つの説明として、SiOxを成長させる直前に、RTWCG成長溶液によってセル表面をその場洗浄することが挙げられる。このことは、開放電圧Voc及び短絡電流Iscを低減する種々の不純物によって表面状態が悪いセルにとっては、特に効果的である。また、フィルファクタFFを低減することが知られている何らかのメタライゼーション関連条件が、表面コンタクトを洗浄することによって緩和される。当技術分野では、焼成工程において、Ag系スクリーン印刷による表面コンタクト、及び従来のAg系の裏面バスバーが、銀系酸化物により汚染されることがよく知られている。不純物は、バスバーの導電性を低下させると共に、バスバーと配線材との間の接触抵抗を増加させ得る。図21bでわかるように、RTWCG成長溶液によると、メタライゼーションがSiOxで覆われることはなく、実際には、図21aにおけるRTWCG前の酸化されたメタライゼーションと、図21bにおける成長後の清浄な銀色のメタライゼーションとの対比によって明らかなように、酸化不純物が除去される。同じ産業用大面積c‐Si及びmc‐Siセルから切り出された小面積のむき出しのセル及びSiOxコーティングされたセルについて、長期耐久試験を実施した。これらのセルは、最長で11年間、実験室環境に維持された。試験によって、SiOx成長後のAg系表面コンタクトは耐老化性を有し、それらの銀色、完全性、及び半田付け性が維持されることが、明らかになった。焼成されたままのAgメタライズ表面は、同じ実験室環境に同じ長さの時間さらされた後には、酸化し、半田付けがより困難となった。好ましい短時間RTWCGSiOxARC/SE/TO処理工程は、従来のAl系スクリーン印刷コンタクトとの併用が可能である。RTWCGSiOx成長溶液のH2SO4などの特定の成分が、Al裏面コンタクト厚を幾らか薄化させるか、又は色を薄い灰色から濃い灰色に変化させることがあり、回避されなければならない。セルが成長溶液に完全に浸漬される場合に、Al裏面コンタクトは僅かに溶解する。溶液が繰り返し再利用される場合であっても、このような僅かなAlの溶存によって、SiOx膜の組成も品質も変化しないことが、明らかにされている。再使用の成長溶液で成長させたRTWCG膜におけるAlの存在は、XPS分析でもAES分析でも検出されなかった。再使用の成長溶液に完全に浸漬された小面積太陽電池セルの性能は、新しい溶液に浸漬させたものに十分匹敵するものであった。ほとんど全てのRTWCGSiOx成長溶液製剤が、良好に、Al系スクリーン印刷による裏面コンタクトを化学的に不活性化すると考えられる。これは、小面積セルが化学実験環境に約11年間維持された上記の長期試験を含む幾つかの長期耐久試験によって、明確に示された。幾つかのむき出しのセルのAl裏面コンタクトは、数年で目に見えて劣化し、粉をふいたような外観になった。SiOxコーティングされたセルのAl裏面コンタクトは、それらの化学的、機械的、電気的完全性が維持された。[例3:RTWCGSiOxARC]太陽電池セルの効率は、大部分、その反射率によって決まり、すなわち、太陽エネルギーを宇宙に跳ね返すことなく保持する能力によって決まる。多くの太陽電池メーカは、依然として二酸化チタンTiOxを単層反射防止コーティングSLARCとして用いており、これは通常、セル上にスプレーコーティングされた後、溶媒を除去するためにベークされる。比較的低コストであるTiOxARCの主な欠点は、AM1.5AWRが約15と比較的高いことである。また、TiOx膜は、表面メタライゼーションを覆うので、太陽電池モジュール製造の際にラインへのセルの相互接続を可能にするため、表面バスバーからそれを除去する必要がある。珪素硝酸塩SiNxARCは、そのAM1.5AWRが約12であるので、より良いアプローチである。SiNxは、空気中又は真空中で化学蒸着CVD又はプラズマCVDPECVD:PlasmaEnhancedCVDによって比較的低温で析出される。SiNx析出は、プロセス、保守、そして特に資本設備の面で、かなり高価である。しかし、TiO2ARCとは対照的に、スクリーン印刷される表面グリッドのメタライゼーションペーストは、SiNx膜薄を貫通させて焼成することが可能であり、これによって、表面バスバーの表面から膜を除去するという比較的低収率の追加処理工程が排除される。単層ARCSLARC膜の比較的高い反射率を更に低減するために、表面組織化リングと、2層ARCDLARC:DoubleLayerARC又は3層ARCTLARC:TripleLayerARCと、その両方を用いることができる。DLARC又はTLARCは、それらのコストが比較的高いため、工業的には利用されていない。SiNxARCが徐々にc‐Si太陽電池セルの業界標準となりつつあるなか、CVDSiNxの光学及び電気特性を、RTWCGSiOx膜のそれと比較することは有益である。図22は、独立の研究所により取得された、それらの最適SiNxARC及び2つの非最適RTWCGSiOxARCの反射率のプロットである。400~1200nmの波長範囲でのAM1.5AWRは、最適SiNx膜が12.1、2つの非最適SiOx膜が8.3と8.5である。CVDSiNx膜の反射率がより大きいのは、可視スペクトルの青色領域での反射率が顕著に高いことによるところが大きい。本明細書で提示するAM1.5加重平均反射率AWRの値は、R.Hulstrom、R.Bird、C.RiordanによるSpectralsolarirradiancedatasetsforselectedterrestrialconditions選択された地表条件での太陽分光放射照度データセットSolarCells,vol.154,pp.365~391,1985年からの、当技術分野で知られている1,000W/m2に正規化されたAM1.5の分光放射照度データを用いて算出したものである。典型的には、RTWCGプロセスにより作製された非最適SiOxARCのAM1.5AWRは6~9の範囲にあり、これは、平滑珪素表面上の他のどのようなSLARC薄膜のそれよりも低い。例えば、図23は、図3にあるようなn/pSiのキンクアンドテイル型拡散構造上に成長させたSiOx膜についての、RTWCGSiOx反射率のプロット群を示している。PR4‐yという表記は、101.6mm4インチのn/pポリッシュト単結晶珪素c‐Siウェハ上に成長させたプレーナPlanarRTWCGSiOxARCを表しており、yは秒でのSiOx成長時間である。表4に、4つの異なる基板群で、図12にあるのと同じ成長溶液を用いて成長させた膜についての、成長時間の関数としての、RTWCGSiOxのAM1.5AWRを示している。第1の列は、図23にあるSiOx膜のPR3‐y群についてのデータである。第2の列のAWRデータは、ピラミッドコーティングc‐Sin/p拡散構造上に成長させたSiOx膜の群についてのものである。キャストmc‐Si及び薄膜mc‐Siリボンn/p構造上に成長させたSiOx膜からのデータは、それぞれ第3と第4の列にある。表4によると、ピラミッドコーティングn/pc‐SiのSi拡散構造のプレコートによるAWRは32.68であり、平滑表面を持つn/pc‐Si拡散構造の場合は33.63である。適当な厚さ70秒と80秒の成長時間のRTWCGSiOxARC/SEを成長させた後には、AWRは、実際に、ピラミッドコーティング表面の場合のAWRに比較して、平滑表面を持つセル構造の場合のほうが低い。特に高い横方向抵抗に関連付けられるより高い抵抗損失のピラミッド組織化エミッタに比べて、平滑エミッタは抵抗損失がより低いので、図21aにあるようなピラミッド組織化エミッタ表面を用いることは、RTWCGSiOxARC/SEプロセスでは正当化されないと考えられる。6.35の最も低いAWRを持つSiOx膜が生成されたのは、SiOx成長速度が最も高いリボンmc‐Si基板であった。理由はよくわからないが、キャストn/pmc‐Si拡散ウェハ上でのSiOx成長速度はより低く、これによって、この特定の拡散ウェハ群でのAM1.5AWRがより高いことが説明できる。10未満のAM1.5AWRは、比較的長い100秒のSiOx成長時間表4の後に得られた。後の実験では、同じキャストmc‐Si拡散基板上で、より高いSiOx成長速度の溶液製剤を使用した。適当なSiOx膜厚が45秒で得られ、遥かに低い6.32のAM1.5AWRが得られた。本明細書で既に明らかにしているように、500nm/minまでの高いSiOx成長速度を持つ一部のRTWCG製剤は、1分未満で、優れた品質のSEと表面パッシベーションを形成しながら、組織化ARCSiOx膜を成長させる。結果として得られるセルは、低いAM1.5AWRを有し、RTWCGSiOxARC/SE/TO高性能化フィーチャの全体が、一段階の湿式化学処理工程で生成される。最も低いAM1.5AWR値は、SiOx表面を組織化する高成長速度RTWCG溶液で成長させた勾配屈折率を持つSiOx膜で得られる。平滑n/pc‐Si基板上に成長させた組織化RTWCGSiOx膜の反射率のプロットを、図24に示している。SiOxの成長後に、TO‐1を1HFに15秒間浸漬させ、3.09のAM1.5AWR値を得た。約4.5のAM1.5AWRを持つSiOx膜であるTO‐2とTO‐3は、成長したままas‐grownの膜であった。これらの低コスト膜のAWR値は、当技術分野で知られている極めてコストが高い3層ARCのAWR値と同程度に低いか、又はそれよりも低い。[例4:RTWCGSiOx薄膜の透明性]ARC薄膜による有効な光の吸収を低減するためには、それを、300~1200nmの波長範囲で、できる限り透明としなければならない。RTWCGSiOxARCに比較して、従来のSLARCは、可視光の、特にスペクトルの青色領域での吸収が大きい。光の吸収は、考慮されていない場合が多いが、より厚い多層ARCの場合には、特に大きい。透明層という用語は、十分に低い吸光係数値kを持つ層を指している。例えば、有効なAM1.5スペクトルの可視領域でkが0.10未満である場合、層は、可視光の約4分の1波長の厚さで、実質的に可視光を吸収しない。α=4πk/λであるので、低い吸光係数kは、低い吸光度αと同じと考えることができる例えば、0.1未満のkは、1未満のαに相当する。熱酸化SiO2の場合のように、kが0.1より大きい場合、膜は吸収が大きく、kが大きい膜とすることは太陽電池セルのARC用には適切ではない。図25aは、図14にあるような高成長速度溶液を用いて成長させた、現状技術の透明RTWCGSiOx厚膜約208nmの屈折率及び吸光係数を示している。400~800nmの波長範囲での吸光係数は0.02未満であり、この膜は、組織化表面の作製に必要な、より厚い膜として適当なものである。図15にあるような成長溶液によって、c‐Si基板上に成長させた珪素リッチSiOx膜の吸光係数は、少し高くなって0.04弱である図25bを参照。RTWCGARCのこれらのk値は、最適SiNxSLARk>0.06、TiOxSLARk>0.08、又は周知の2層及び3層ARCk>0.1といった競合するARCに十分匹敵するものである。RTWCGSiOx膜は透明性が高く、それらの反射率は非常に緩やかに厚さと共に減少するので、SiOx厚の小さなばらつきは、従来のARCの場合ほど重大ではない。SiOx膜の膜厚レベルを制限する因子は、成長プロセスでエミッタがエッチングバックされる深さである。[例5:RTWCG選択エミッタ]この産業分野では、長い間、選択エミッタの有効性が認識されているものの、この高効率化フィーチャを実現するためのコスト効率の良い方法がなかった。優れた光学性能は重要であるので、好ましいRTWCGSiOx成長プロセスによって、極めてコスト効率が高く、優れた品質の選択エミッタをSEを更に作製する。スクリーン印刷コンタクトを適度に低い接触抵抗とするためには、高濃度拡散エミッタを採用しなければならない。これによって、セル効率を低下させる多数の表面欠陥が取り込まれる。ところが、このことは、非メタライズエミッタ表面のみをエッチングバックするRTWCGプロセスの場合、問題ではない。この場合、コンタクトグリッドの下のエミッタ領域は、影響を受けることなく高濃度拡散のままである。つまり、グリッド金属が、エミッタの非メタライズ表面のエッチングバックの際にマスクの役割を果たす。RTWCGSiOx膜を<1分の極めて高速で成長させるので、グリッドが損傷されることはない。100Ω/sqを超えるシート抵抗、及び約1×10E19cm3の表面ドーピングレベルと共に、1.0×104Ω‐cm2程度の接触抵抗を持つ優れたスクリーン印刷コンタクトは、高効率太陽電池を製造するための極めて重要な要件である。より厚く、より高濃度にドープされたエミッタを実現することで、メタライゼーション焼成工程の自由度を遥かに大きくすることが可能である。表面グリッドのメタライゼーション材料を、より浸透性及び導電性が高く、抵抗損失を低減し、収率を向上させるものとすることが可能である。スクリーン印刷による表面コンタクトメタライゼーションの下が高ドーピングレベルであることによって、許容可能に低い1.0×103Ω‐cm2未満の接触抵抗となり、また、接合のシャントパスは低密度となる。しかしながら、このタイプのエミッタは、開放電圧が低く、更には、青色感度が低いことに起因して短絡電流が小さい。セルの表面グリッドラインをシミュレートするため、図3にあるような平滑n/pc‐Siキンクアンドテイル型拡散エミッタ表面上に狭い線幅のフォトレジストラインを形成した。RTWCG成長溶液はフォトレジストと反応しないので、SiOx膜は、エミッタのむき出し部分にのみ成長した。図26の表面形状測定は、フォトレジストとSiOx膜を除去した後に得られたものであり、これは成長溶液によりエッチングバックされたエミッタの深さを示している。1つ又は複数の実施形態による好ましい実施形態において、適切に設計されたキンクアンドテイル型拡散プロファイルで、成長溶液は、RTWCGSiOxARC/SEセル構造の場合に0.2μm、RTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造の場合に0.25μmより僅かに大きく、エミッタをエッチングバックすることになる。本発明による最適なキンクアンドテイル型拡散プロファイルは、エミッタの表面の下、約0.1μmにキンクを有する図3を参照。このキンクは、所謂不感層、又は欠陥密度の大きい領域を表している。RTWCGSiOx成長溶液は、エミッタの非メタライズ表面を0.2μm又はそれより多く除去するので、不感層は、活性領域ではエッチングバックされるが、表面コンタクトの下からはエッチングバックされない。このようにして、SEが、SiOxARCの成長と同時に形成される。この新たなSEコンセプトは、様々な太陽電池セル製造業者から取得した多数の生産型単結晶c‐Si、キャスト多結晶マルチ結晶mc‐Si、及び多結晶ポリ結晶n/p珪素太陽電池セルロットついて、試験に成功している。以下で簡単に示す理由から、間違いなく、優れた品質のRTWCGSEは、SEが組み込まれないか又は効率が劣る現状技術のSEが組み込まれる従来のセル技術と比較して、RTWCGSiOxARC/SE/TO技術の効率向上に貢献する唯一最大のものである。RTWCGSiOx成長溶液によって、高損傷エミッタ層は、使用する製剤及び成長時間の長さに依存する深さまで、エッチングバックされる。1つ又は複数の実施形態による好ましい実施形態において、上述の最適成長溶液は、130~220nm厚のSiOxARCを成長させると共に、非メタライズエミッタを0.20~0.25μmの間でエッチングバックするように、調製された。近最適キンクアンドテイル型リン拡散は、最初の接合深さが約0.55μmで、キンクが0.1μmの深さにあり、また、表面の正味多数キャリア濃度は、5E20/cm3~8E20/cm3の間である。成長溶液によりエミッタの活性表面をエッチングバックした後の、残りの非メタライズ表面濃度は、8E18/cm3~1E19/cm3の間であり、これによって、良好な青色感度を確保しながらも、0.78を超えるフィルファクタを得ることができる。図27は、2つのnpc‐Siと1つの薄膜poly‐Siの拡散構造についての、RTWCGSiOx成長時間の関数としてのシート抵抗のプロットを示している。高濃度拡散c‐Si平滑エミッタ構造は、約12Ω/sqの初期シート抵抗で、図3と類似のキンクアンドテイル型拡散を持ち、0.7μmに近い接合深さのものであった。初期シート抵抗が低いことから推測できるように、この拡散構造は、最適な接合深さよりも厚く、かなり深い0.2μmのキンクを持つ。100秒のRTWCGSiOx成長時間の後に、残りのシート抵抗は、それでも約40Ω/sqであった。これらの拡散構造上に作製された小面積セルの内部及び外部量子効率が、RTWCGSiOxARC/SE形成の前と後にプロットされた。本明細書で明らかにされるように、成長後の青色感度は、Iscの52までの増加及びPmaxの54までの増加に相当する60まで向上したにもかかわらず、この青色感度は最適には程遠いものであった。深接合ピラミッドコーティングc‐Si構造のシート抵抗は、60秒のSiOx成長時間の後に、約26Ω/sqから約85Ω/sqまで増加し、70秒の成長時間の後に、約105Ω/sqまで増加した。これは、同じn/p拡散構造を利用して製造された大面積セルの小ロットについて、平均Pmaxの56の増加を生む青色感度の大きな増加に相当する。図27は、poly‐Sin/p拡散構造のシート抵抗が、c‐Siセルのシート抵抗が増加する速度よりも急速に増加することを示している。60秒のSiOx成長時間の後に、シート抵抗は、成長前の初期値である約20Ω/sqから、約115Ω/sqに達した。Czc‐Si又はキャストmc‐Si基板に対して相対的に、poly‐Si基板で観測することができるシート抵抗の加速された増加速度は、薄膜poly‐Sin/pセル構造上で観測できる加速されたSiOx成長速度に対応している。言うまでもなく、同じ成長時間では、より成長速度が速いほど、非メタライズエミッタは大きくエッチングバックされて、より大きなシート抵抗値を持つセル構造が形成される。結晶珪素ウェハ中の酸素濃度と、RTWCGSiOx膜の成長速度との間には、直接的な相関関係があると思われ、酸素含有量が大きいほど、SiOx成長速度が大きい。本明細書で明らかにされるように、RTWCGSiOxARC/SEプロセスがセルの出力を大幅に高めることができるのは、青色感度の向上によるところが大きい。言及すべきことは、RTWCGSiOxARC及びSEを漸進的に最適化するのに使用された全てのc‐Si、キャストmc‐Si、及びpoly‐Si大面積太陽電池セルは、エミッタ深さが様々に異なる生産セルであって、一部は深すぎるものであり、一部は浅すぎるものであったということである。そこで、これらのセルはいずれも、RTWCGSiOxARC/SEセル構造について最適化されず、高効率化RTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造については尚更そうであった。非最適拡散構造上で作製された限られた数のc‐Siセルすなわち図3を除き、次のセクションでより詳細に説明するように、大面積セルはいずれも、意図的に設計されたキンクアンドテイル型エミッタ拡散プロファイルを含むものではなかった。それにも関わらず、小ロットの12個のCzc‐Si152.4mm6インチ生産セル上で作製されたRTWCGSiOxARC/SEセル構造は、製造元のAM1.5I‐Vデータに基づき、平均Pmaxの56の増加があり、平均AM1.5効率が15.6、最高AM1.5効率が16.4であった。9個の152.4mm6インチ薄膜poly‐Sin/p生産型太陽電池セルでは、RTWCGSiOxARC/SEセル構造を作製した後に、製造元のAM1.5I‐Vデータに基づき、平均Pmaxの47.7の増加があった。これは、SiNxコーティングの後に最大のPmax効率増加を示す小面積セルで約39、生産セルで最大35である当技術分野のデータから計算すると、SiNxARCを用いた従来のセルに比して、推定される絶対的増加が9.4であることを意味する。SEを持たないものの他のいずれかのARCを使用する従来のセルのPmaxに比べて、深いエミッタのセルのPmaxの不釣り合いに大きな増加は、RTWCGSiOxARC/SEセル構造の青色感度の大きな向上によるものである。このことは、次のセクションで明らかにされるように、セルについて実施された外部量子効率のプロットによって明確に示される。最適なキンクアンドテイル型拡散を持たないセルであっても、十分な厚さのエミッタと、エミッタ表面に十分に高い最初の正味多数ドナー濃度を持つものであれば、RTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造のSEの貢献は、当技術分野で知られている他のSE構成に比して著しく大きい。1つ又は複数の実施形態による好ましい実施形態において、高効率化RTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造は、20~25Ω/sqの初期シート抵抗が要求される。SiOx成長後に、エミッタのシート抵抗は、110~120Ω/sqでなければならない。シート抵抗が120Ω/sqを超えて150Ω/sqまで増加すると、FFは徐々に低下し、150Ω/sqを超えて増加すると、FFの低下が加速される。[例6:組織化RTWCGSiOx膜]エミッタの表面組織化リングは、従来のn/p結晶珪素太陽電池セルの設計において、表面からの光の反射を減少させることで光学的損失を低減するために、よく用いられる。表面組織化リングは、主にc‐Si太陽電池セルに用いられ、拡散前にウェハを化学的にエッチングすることにより達成される。例えば、100珪素基板の111面に沿って選択的エッチングすることで、ランダムピラミッドで覆われた表面が得られる。これらのピラミッドの25μmの高さ図21cを参照とすることができるピークは、拡散の後に拡散ガラスを除去する際に、折れて取れる可能性があることが、これまでの例で明らかになっている。その場合、スクリーン印刷プロセスによって、シャントパスが形成される可能性があり、これによって、シャント抵抗、フィルファクタ、及び開放電圧が大幅に低減されることがあり、これら全てによって、セル効率が著しく低減する。当技術分野で知られている上記の機械的故障、及び良質の組織化mc‐Si基板を作製することの周知の難しさにも関わらず、ほとんどの研究所及びセル製造業者は、それでも何らかの形で組織化エミッタ表面を用いている。組織化エミッタを備えるセルのAWRは、場合によって顕著に低くなり得るが、マイナス面は、フィルファクタを低下させる横方向エミッタ抵抗損失が増加することである。我々の知る限り、平滑エミッタ表面上に堆積させた組織化酸化物TOを用いるというコンセプトは、少なくとも結晶珪素太陽電池セル用に、最初にNRELTheNationalRenewableEnergyLaboratory:国立再生可能エネルギー研究所により1994年に提案された。適切に設計された場合、このアプローチは、実効シート抵抗がより大きいことに伴う抵抗損失を大幅に抑制し、また、上記の機械的故障の発生の可能性を大幅に低減し得る。例えば、NRELのGee等は、CVD析出による最適化された組織化ZnOコーティング用いて、カプセル化されたc‐Siウェハについて6ほどの低いAM1.5AWRを報告し、カプセル化されたSLAR平面セルと比較して絶対的な、カプセル化されたセル性能の最大0.5の向上を示した。RTWCGSiOx膜の表面の組織化によって所謂TOフィーチャを生成することが可能であることは、本明細書で開示するRTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造設計の最後の高効率化要素である。従来の組織化エミッタ表面は、電流がグリッドフィンガに向かって横方向に流れることによる電圧降下が生じ、これが、変換効率低下の原因となる。平滑エミッタ表面と組織化SiOxとによって、エミッタのシート抵抗の大幅な減少が確保され、これによって、結晶珪素太陽電池セル効率が向上する。最適化されたRTWCGTO膜によって、RTWCGSiOxARC/SE太陽電池セル構造の既に実証されている効率の向上が更に高められる。低成長速度製剤で成長させたRTWCGSiOx膜は、平滑表面トポグラフィを有する。このような平滑SiOx膜を、10~15秒の短い追加のウェット処理工程によって組織化することで、TOSiOxフィーチャを形成することが可能である。好ましくは平滑エミッタ上に成長させることで、結果として得られるSiOx表面のピラミッド状フィーチャは、組織化エミッタ表面の前述のようなマイナスの結果を伴うことなく、さもなければセルで反射されるであろう光を再捕捉する。以下の実施例で明らかにされる、このようなTOフィーチャの有効性は、光の入射角がセルの表面に垂直であることから離れるに従って、ますます重要になる。図28は、ソーラーグレードc‐Si基板上に成長させたRTWCGSiOx膜の、15秒の1HFによるエッチングの前と後のAFM表面トポグラフィを示している。より厚い約0.25μmのSiOx膜が、可視スペクトルの上端での膜の反射率を更に低減させる組織化フィーチャを備えることで、効率の向上につながった。図24に示すように、これまでに記録された最も低い3.09のAM1.5AWRは、平滑nc‐Siエミッタ表面上に成長させた後に15秒間、1HFに浸漬させたSiOx膜におけるものであった。高SiOx成長速度溶液により、組織化SiOx膜表面は、一段階のRTWCGSiOxARC/SE/TO処理工程の一部として形成される。図24でわかるように、このようなSiOx膜は、約4.5の極めて低いAM1.5AWR値を持つ。ピラミッド状フィーチャは約120nmの高さなので、RTWCGSiOxARC/SE/TO処理工程によって、少なくとも220nmの膜厚が形成されなければならない。この膜厚を得るために、活性エミッタは0.25μm~0.3μmエッチングバックされ、このことは、キンクアンドテイル型拡散プロファイルによって、0.6μm以上の接合深さが形成されなければならないことを意味する。[例7:太陽電池セル及び他の用途のためのRTWCGSiOx膜の予備認定試験]幾つかのRTWCG溶液製剤の貯蔵寿命を試験した。最も長い貯蔵寿命試験は、約8年の試験であり、初期の溶液製剤について実施された。この進行中である貯蔵寿命試験では、3.785L1ガロンの図14にあるようなVT溶液を、密封したナルゲン容器内に保管し、上記期間中に定期的に使用して、100個を超える大面積c‐Si、mc‐Sim及びpoly‐Sin/p太陽電池セル上でSiOx膜を成長させた。これまでに、作製されたRTWCGSiOxARC/SEセル構造の品質、又は結果として得られた太陽電池セル性能に、有意な変化はなかった。また、比較的最近のRTWCG成長溶液製剤の貯蔵寿命試験には、小面積n/p太陽電池セルも使用している。比較的新しい製剤の多くについても、同じく、RTWCGセル構造又は性能に有意な変化は認められなかった。限定するものではないが、下記のものを含む、高成長速度RTWCGSiOx膜の予備認定試験は、これらのSiOx膜が、珪素太陽電池セル用途だけではなく、他の多くのエレクトロニクスマイクロエレクトロニクス及びオプトエレクトロニクスフォトニクス用途に使用できる可能性があることを示している。RTWCGSiOx膜の電気及び誘電特性は、約0.049cm2のフロントゲート領域を持つ比較的多数のAlAu/as‐grownRTWCGSiOx膜/Si/Au:TiMOSキャパシタから抽出した。I‐V及びC‐V特性は、製作したMOSキャパシタで、様々なストレス条件の前と後に取得し、これらを用いて、SiOx薄膜のi抵抗率、iiリーク電流、iii誘電率、iv絶縁破壊電圧、を特定した。図29aは、SiOx膜厚が110nmであった、Al/as‐grownRTWCGSiOx/Si/Ti‐AuMOSキャパシタのI‐V特性を示している。SiOx薄膜内の可動イオン密度が極めて小さいことが、バイアス電圧-110V~110Vと、バイアス電圧-3V~3VのI‐V特性によって明らかである。更なる根拠は、同じMOSキャパシタで取得された、良好な挙動を示す図29bのC‐Vプロットである。膜のI‐V特性は、太陽電池セルへの適用基準を満たすだけではなく、より厳しい他の多くのエレクトロニクス及びオプトエレクトロニクスフォトニクスデバイスへの適用基準も満たしている。一連の実験において、本明細書に記載の好ましいRTWCGSiOx成長溶液製剤を用いて、Al/as‐grownSiOx/p‐Si/Au:TiMOSキャパシタを作製した。それらのI‐V及びC‐V特性は、-100V又は100Vいずれかの固定バイアスで、最長1時間までの電圧ストレスの前と後に取得した。時間依存リーク電流及び降伏電圧によって、電圧ストレスに起因する目立った変化は示されなかった。現状技術のRTWCGSiOx膜のリーク電流密度は、8MV/cmの正電界が印加されたときに約25nA/cm2であり、0.3MV/cmの正と負の電界が印加されたときに0.8nA/cm2未満のリーク電流である。現状技術のRTWCGSiOx膜の抵抗率は、約4×E14Ω‐cmである。このデータは、スピンオンによるSiNx膜、及び500°Cより低い温度で析出されるCVDによるSiNx膜についての当技術分野で知られているデータに十分匹敵するものである。これらの結果は、RTWCGSiOx薄膜誘電体が、高効率珪素太陽電池セル用の、更にはマイクロエレクトロニクス及びフォトニクス用途のための、パッシベーション/反射防止コーティングとしての使用に適していることを示している。図30は、最初の100°Cでの1時間の熱処理と、それに続く200°Cでの1時間の熱処理の前と後の、Al/as‐grownRTWCGSiOx約100nm厚膜/p‐Si/Au:TiMOSキャパシタのI‐V特性を示している。熱処理で、as‐grownSiOx膜の表面が乾燥することにより、リーク電流が減少した。多数のc‐Si及びmc‐Siセルから得られたI‐Vデータによって、約120°Cで5分間、送風乾燥することにより、湿気がas‐grownSiOx膜の表面から抜けることが明らかになった。関連する実験において、単にセルを室温にSiOx膜の厚さに応じて2~3日維持することで、Pmaxが、120°Cで5分間熱処理したセルと同じ相対的割合で増加することがわかった。5個のAl/as‐grownRTWCGSiOx膜/p‐Si/Au:TiMOSキャパシタ、5個の小面積n/pc‐Si、及び5個の小面積n/pmc‐SiRTWCGSiOxARC/SE太陽電池セルを、次第に高くなる、それぞれ200°C、300°C、450°C、600°Cの温度の空気中で1時間熱処理した。図18でわかるように、SiOx表面の比較的高い水素原子濃度は、深さにつれて減少している。我々の実験データによると、200°Cほどの低い温度で、水素がSiOx/Si界面に向かって移動することが可能であり、そして、それを不活性化することが可能である。0.3MV/cmの正と負のバイアスを印加した場合のリーク電流は、最長1時間の200°Cでの熱処理の後に、約5E-11A/cm2から2E-12A/cm2ほどの低い値への観測可能な低下が見られる。このような低下は、ある程度、SiOx/Si界面での水素パッシベーションによるものであると考えられる。200°C~450°Cの範囲の温度での最長1時間の追加の熱処理の後に、MOSキャパシタのリーク電流は、より小さい割合で徐々に減少する。600°Cでは、全てのMOSキャパシタのリーク電流が若干増加し、全てのc‐Si及びmc‐Si太陽電池セルのPmaxが、Voc及びFFの小さな低下によって僅かに減少した。このような調査結果は、MOSキャパシタのSiOx膜を貫通する金属ゲートからのAlと、太陽電池セルの、表面グリッドラインから拡散して若干の短絡経路を生じさせるAgに起因するものであった可能性が最も高い。ところで、言及すべきことは、上記のc‐Si及びmc‐Si小面積試験セルは、最適RTWCGSiOxARC/SE/TOよりも浅い接合を持つ生産型太陽電池セルから切り出したものであったということである。本発明によれば、RTWCGSiOxARC/SEセル設計のエミッタは0.55μm厚とするべきであり、RTWCGSiOxARC/SE/TOセル設計の場合は、約0.65μm厚とするべきである。図31に、室温付近に維持されたAl/as‐grownRTWCGSiOx/Si/Au:TiMOSキャパシタの、比較的高強度約5W/cm2の近UV照射を6時間受ける前と後のI‐V特性を示している。本例でのSiOx厚は、ARCとして使用するための最適な厚さに近い約140nmであった。セルへの6日間もの長い近UV照射の前と後に取得された、小面積c‐Si及びmc‐SiセルのI‐Vデータによって確認されるように、上記のUVストレス条件によって、リーク電流が増加することはなかった。そのような一つの実験では、12個の小面積c‐Siセル及び12個のmc‐Si小面積セルが、上記のUV照射下に4日間維持された。意外にも、Isc、Voc、FF、Pmax、及びRsは、基本的に変化がないか、又は僅かに増加するか、いずれかであった。I‐V試験中、本実験及び他の全てのストレス試験実験のあらゆるI‐Vデータを取得する前にNRELの標準セルを用いて較正される小面積I‐Vシステムによって、セルの温度が25°C付近に維持された。-200V~200Vの印加電圧で、その場I‐V特性を取得することができる既存の高密度キセノンプラズマ10E5~10E6,1~3eVシステムを用いて、SiOx薄膜のプラズマ誘起損傷を調べた。プラズマ誘起損傷は、SiOx膜をプラズマ環境に数回暴露した後に、I‐V曲線群で評価された。1の高いFe原子濃度を持つ50nmの薄いSiOx膜を、50.8mm2インチSiウェハの表面上に成長させた。優れた品質のAu‐Tiオーミックコンタクトを裏面に施した。図32は、5分のプラズマ照射後の上記のSiOxコーティングされた50.8mm2インチp‐Siウェハについての、2通りのI‐Vプロットを示している。プラズマ密度は2×10E5cm3、電子温度は1.7eV、プラズマ電位は9.8V、中性ガスXeの残留圧力は8×10E-3Pa6×10E-5トルであった。I‐Vプロットは、正の可動イオンが存在することを明確に示しているが、2つの曲線により示される極めて小さいヒステリシスは、プラズマ生成によるSiOx/Si界面トラップの密度が極めて低いことを示している。後に続く15分のプラズマ照射後の同じ試料のI‐Vプロットは、再び準同一曲線を示す。このことは、SiOx膜中の金属不純物濃度が比較的大きいにも関わらず、合わせて20分のプラズマ照射の後であっても、形成されたプラズマ生成SiOx/Si界面トラップの密度が極めて小さいことを示している。SiOx膜のリーク電流は、プラズマ密度と中性Arガス圧力に依存する。70Vのバイアス電圧を印加したときに、リーク電流は、2.67×10E-3Pa2×10E-5トルのAr圧力の場合に1.6mA、1.33×10E-2Pa10E-4トルのAr圧力の場合に2.7mAであった。ワーストケースシナリオである約3のFe不純物原子濃度のSiOx膜に、-200Vのバイアスをかけた。最初のリーク電流は57μA、1分の暴露後には60μAであった。試料に100VのバイアスAr圧力は10.27mPa77μトルをかけた場合、SiOx膜は、最初のリーク電流は7mAと高かったが、1分後には、約6mAに減少した。SiOx最上層における変化が疑われたので、SiOx膜に高強度のプラズマを25分間照射した。しかし、XPS/SEM分析によって、SiOx表面の変化は示されなかった。導電率σは、次の式を用いて推定することができる。ここで、Iはリーク電流、Vはバイアス電圧、dは試料の直径、tは膜厚である。1つの具体的な測定値のセットは、上記を参照して、I=6mA、V=100V、d=5cm、t=50nmであった。上記の式を適用して、SiOx膜はσ=1.5×1011/Ω‐cmであったが、これは、約6×10E10Ω‐cmの比較的低い膜抵抗率に相当する。この比較的高い導電率はFe不純物のワーストケースシナリオに関するものであるが、それにも関わらず、従来のTiOxARC膜及び他の所謂室温スピンオン薄膜誘電体の公表値に十分匹敵する。表5は、3つの異なるRTWCGSiOx成長製剤に完全に浸漬させた前と後の、3つの小面積mc‐Si太陽電池セルのI‐Vデータである。これは、RTWCGSiOxARC/SEmc‐Siセル構造形成後、及び高温高湿環境80°Cかつ相対湿度が約100への最長240時間の暴露後に、Isc、Voc、FF、Rs、及びPmaxがどうなるのかを示している。Isc、Voc、及びPmaxの増加が予想されるより小さいのは、むき出しのセルが最適よりも薄いエミッタ厚さを有することに起因する。より厚いエミッタを持つセルであれば、RTWCGSiOx成長の際に形成されるSEの効果が十分に発揮されるであろう。この例は、残りのエミッタが極めて薄い場合でもDHDampHeat:高温高湿試験中にセルが劣化しないことを示している。次の実施例は、RTWCGSiOxARC/SEセル設計用に最適化されてはいなかったものの、より厚いエミッタを備えていた生産セルの、SiOxコーティングの前と後のI‐Vデータを含むものである。[例8:n/pP,BRTWCGSiOxARC/SEc‐Si、キャストmc‐Si、及びpoly‐Si太陽電池セルの性能]RTWCGSiOxARC/SE/TO低コスト結晶珪素太陽電池セル技術は、チョクラルスキー及びフローティングゾーン単結晶c‐Si、キャスト多結晶マルチ結晶mc‐Si、リボン多結晶ポリ結晶珪素poly‐Si基板など、あらゆる結晶珪素基板に有効である。RTWCGSiOxプロセスは、スクリーン印刷メタライゼーションなどの既存の製造方法と良く適合し、拡散工程のみ修正が必要である。その他には、標準的な処理工程の数及び複雑さが低減される。成長溶液の最適化では、溶液組成、成長速度、非メタライズエミッタのエッチングバックレベルなど、多数のRTWCGSiOx可変要素を考慮した。考慮する必要のあった構造的可変要素には、接合深さ、拡散プロファイル、及びキンクアンドテイル型拡散プロファイルのキンク深さ、が含まれた。最適化されたメタライゼーション適合RTWCGSiOx成長溶液は、1分未満で、以下のことが実施できるものでなければならない。i.むき出しセルの表面をその場洗浄する。ii.低反射率かつ高透過率のSiOx膜を生成する。iii.同時に優れた品質の選択エミッタを生成する。iv.オプションで組織化膜表面を形成する。このような網羅的研究の遂行は、多数の生産型c‐Si、更にはキャスト及びリボンmc‐Si拡散構造と、むき出しの太陽電池セルを使用することで可能となった。RTWCGSiOxARC/SE/TOプロセスの要件であるキンクアンドテイル型拡散プロファイルを持つ拡散n/p構造上で、ほんの少数の小面積太陽電池セルを作製した。表6は、12個のコーティングされていない152.4mm6インチ生産c‐Si太陽電池セルについての製造元のI‐Vデータ、及びSiOxコーティング後の同じセルのI‐Vデータである。セルのエミッタは、かなり厚く、また、好ましい平滑表面ではなくピラミッド及び組織化されたものであった。組織化エミッタ表面であることによって、その正確な正味多数キャリア濃度プロファイル、又は拡散プロファイル形状を取得することが不可能であったので、接合深さは0.6μmより深いと推定された。Iscの平均増加は約40で適度であったが、平均Voc増加は予想外に低いたった5mVであった。しかし、12近いかなり大きなFF増加によって、平均Pmax増加は、注目に値する56であった。製造元のデータによると、ロットの計算された最大絶対AM1.5効率は16.4であり、ロット平均は約15.6であった。この平均効率は、特にセルが廃棄珪素基板上に作製されたこと、高アスペクト比のピラミッド組織化エミッタ表面を持つものであったこと、拡散プロファイルが高効率RTWCGSiOxARC/SEセル設計用の最適なものとは程遠かったことから、RTWCGSiOxセル設計及び技術の可能性をはっきりと示している。適切なRTWCGSiOx成長溶液によると、セルのメタライゼーション完全性が維持され、また、反射率を低下させ、表面を不活性化させることに寄与すると共に優れた品質の選択エミッタを図る助けとなる高効率化フィーチャが生成される。更には、与えられた小セルロットロットあたり最大30セルはいずれも、SiOxコーティング後に極端に大きなPmax効率向上を示す2~5個程度のセルを含んでいた。例えば、表6のセル2とセル7のPmaxは、それぞれ85.4と97.7の増加があった。このことは、SiOx成長溶液がセル表面をその場洗浄して、SiOx成長前に一定の有害な表面状態を解消することが可能であることによって、説明される。当技術分野で知られている従来のARCコーティング技術には無いこのような利点は、試験された多くの生産型c‐Si、mc‐Si、poly‐Si太陽電池セルロットの略全てにおいて、Pmaxばらつきの減少につながっている。図33は、表6のセルのPmaxばらつきが、RTWCGSiOxARC/SE/成長溶液に完全に浸漬させた後に顕著に小さくなることを示している。ピラミッドコーティングされた同じ152.4mm6インチセルから切り出された小面積n/pc‐Si太陽電池セルであって、図12のRTWCGSiOx成長溶液製剤に完全に浸漬されたものからのI‐Vデータを、表7に示している。成長後に、セルは、組織化SiOx表面を形成するため、1HFaqに浸漬された。エミッタは、0.45μm~0.5μmの推定接合深さを持つ浅いものであったので、SiOx成長後に、FFは、エミッタのエッチングバックによって予想通り減少した。結果として得られる約0.25μm厚のエミッタは、120Ω/sqより大きいエミッタシート抵抗に相当するものであったが、セルの直列抵抗Rsは、予想外に、平均で約23減少した。Iscの増加表7を参照は、51.58のPmax平均増加の主な要因となった。比較的小さいVoc増加最大13mVは、残りのエミッタのシート抵抗が120Ω/sqを超えるコーティングセルについて収集された他の関連するI‐Vデータと合致している。シート抵抗が増加するにつれてIscは徐々に増加し得るが、VocとFFは徐々に減少する。試験セルA5‐1とA5‐7は、それぞれ30秒と150秒の浸漬時間で、その他のセルと同様の厚さの膜が形成されなかったので、平均増加には含まれていない。しかし、注目すべきは、セルA5‐7のRsにおける15.7の低下によって示されるように、比較的長い浸漬時間が、スクリーン印刷コンタクトの完全性に悪影響を及ぼさないと思われることである。もう1つの興味深い観測結果は、Voc、Isc、及びFFは、50~70秒の範囲の浸漬時間によって、ほんの僅かしか変化しないことであり、すなわち、RTWCGSiOx処理時間の小さなばらつきが、セル性能に大きく影響することはないということである。接合深さは、RTWCGSiOxARC/SE/TOのPmax効率を最大限に高くするために極めて重要である。表8は、2つの小面積c‐Si太陽電池セルについての、SiOx形成後のPmax増加を示している。これらは、生産型n/pc‐Si大面積セルから切り出されたものであり、ピラミッドコーティング表面、及び約0.65μmと推定される深いエミッタを持つものであった。成長溶液製剤、及び成長後の処理は、表6のものと同じであった。セル20‐2は、VocとPmaxの増加が最も大きく、それぞれ30mVと109であった。比較的大きなPmax増加は、比較的大きなRs降下により増加したFFによって発生した。比較的大きなVoc増加は、成長溶液への60秒の浸漬後に残りのシート抵抗があまりにも低い約50Ω/sqであるにも関わらず、SiOx表面パッシベーションが良好であることを示している。2つの大面積太陽電池セルから切り出された32個の小面積セルの平均Voc増加は、17.2mVであった。小面積太陽電池セルのこのロットでは、平均Isc増加がたった41.35と比較的低いにも関わらず、Pmaxの増加は、53.88~109.1の範囲であり、すなわち平均で67.91であった。平滑エミッタと、図3にあるようなキンクアンドテイル型拡散プロファイルとを持つ4cm2n/pc‐Siセルのロットで、最も大きなVoc増加は、17.7mVであった。この中途半端な増加は、RTWCGSiOxARC/SEセル構造形成後の正味多数キャリア表面濃度が9E19cm3より大きいことから、予想されることであった。平均して、SiOxコーティングにより、表10の3つのセルを含む10個のセルの小ロットの効率が54.49AM0条件増加した。平均Iscは50.79増加した。比較として、SiNxコーティングを利用する生産セルの効率向上は、CVDSiNx析出中に生じるセルバルクへのプラスの影響があるにも関わらず、35を超えない。生産セルのこの小ロットでは、RTWCGSiOxプロセスはバルクを不活性化しない表面処理であるにも関わらず、SiNxコーティングセルの約14.4より大きい絶対効率増加があった。試験された多数のRTWCGSiOxセルによれば、近最適RTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造を用いることで、SE無しで最適化されたSiNxARC膜を用いるセルに比較して、遥かに大きな絶対効率向上の達成が可能である。表9は、小ロットの大面積低効率n/ppoly‐Si生産太陽電池セルについて、太陽電池メーカにより測定された、SiOxコーティングの前と後のI‐Vデータを示している。RTWCGSiOxARC/SE形成による平均Pmax増加が約48であったことは注目に値する。比較として、我々の知る限り、生産セルで、SiNxコーティングの結果として得られるPmaxの平均増加は、水素によるバルクパッシベーションの効果を含んで35未満である。実験研究によって、SiOxARC/SE高効率化フィーチャは、より高効率なc‐Siセルにおけるよりも、低効率poly‐Si生産セルにおいて、より有効であることが明らかになった。表10は、生産型poly‐Si太陽電池セルの小ロットからの3つのセルについて、それらをSiOx成長溶液に完全に浸漬させる前と後のI‐Vデータを示している。セルは、NASA米国航空宇宙局のGRCGlennResearchCenterにおいて、標準AM0条件下で試験された。従って、標準AM1.5効率値は約20高いことになる。これらのセルの1つで見られるように、SiOxコーティング後のAM0効率Pmaxの97.5の大きな増加に資する主要なパラメータは、Iscにおける89.5の増加であった。この大きなIsc増加は、光学的損失の単純な減少によって説明することはできず、また、Vocの最大増加はたった16.2mVであったので、単純な表面パッシベーションによって説明することもできない。光学的要因、表面パッシベーション、及び他の何らかの要因の組み合わせによって説明せざるを得ない。ごく最近では、18個の大面積約243.5cm2キャストmc‐Sin/p太陽電池セルのロットがEquitySolar社によって製作された。RTWCGSiOx成長の前と後に、専門の独立の研究所によりI‐Vデータが測定された。平均で、AM1.5効率は約14.14、Vocは603.5mV、FFは78.9、平均Jscは約29.7mA/cm2であった。注目すべきは、SiOxコーティングの後に、3つのセルのFFが、81.95、82.22、83.56であるということであり、すなわち82近いか又はそれを超えていたことである。83.56というFF値は、低注入状態で作動する珪素セルについての理想理論限界範囲である85~86に近い。我々の知る限り、このFF値は、これまでに大面積スクリーン印刷メタライゼーションmc‐Si太陽電池セルについて報告された最も高いFFであり、大面積結晶珪素太陽電池セルについて報告された最も高いFFである。上記RTWCGSiOx膜は、例1にあるような2つの超低コストRTWCGSiOx溶液製剤を用いて成長させたものであった。140~150nm厚のSiOx膜の場合の成長時間は約30秒であり、エミッタの非メタライズ表面は約0.20μmエッチングバックされた。ところが残念なことに、膜が成長したのはエミッタ表面の85未満であった。プラズマエッチングによるエッジアイソレーションの際に、活性セル領域の15と推定される部分から、nエミッタが誤って除去されたことがわかった。SiOx成長溶液によって、セルのエミッタレス部分にSiOxを成長させることができないのは、高濃度ドープ珪素表面と低濃度ドープ珪素表面でのSiOx成長速度差の技術的効果によるものである。もしエミッタの上記部分が誤って除去されることがなかったのであれば、上記の非最適キャストmc‐Si太陽電池セルの平均AM1.5効率が16.2より高かったであろうことは、明らかである。注目すべきは、上記のmc‐Siロットの平均シャント抵抗Rsh値が、SiOxコーティング後には2倍を超えていたことである。第1の成長溶液を使用した11個のセルの平均直列抵抗Rsは、SiOxコーティング後に、7.75μΩから5.41μΩに、すなわち約30減少した。第2のSiOx成長溶液を使用した残りの7個のセルでは、平均Rsの減少が、6.95μΩから5.59μΩへの減少であり、約20であった。これらのRTWCGSiOxARC/SEセルで得られた高いFF値は、大きなRsh増加、及び大きなRs減少と合致している。Rshの500もの増加は、厚いエミッタセルにおいて、むき出しのセルから一部の短絡経路が除去されることで生じ得る。Rsの60もの減少は、略全ての深い接合セルにおいて生じるものの、これを完全に説明することは難しく、なぜなら、RTWCGSiOxARC/SEセル構造形成の際に非メタライズエミッタ表面の比較的大きな0.20μmの厚さが、またRTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造形成の際には最大0.30μmがエッチングバックされるからである。低コストSiOxARC/SE/TOプロセスによって、ソーラーグレードc‐Si、mc‐Si、及び他の結晶珪素太陽電池セルにもたらされる全体的な性能向上は、最終的に、他の周知の現状技術ARC/SE構成によって達成可能なものよりも大きい。しかし、RTWCGSiOx処理を用いることの効果はセルレベルにとどまらず、以下のことが可能である。i.SiOx膜上面の屈折率を制御する図25a,25bを参照。ii.勾配屈折率を形成する図9~図15を参照。iii.SiOx膜上面を組織化する図28を参照。優れたガラス‐EVA‐SiOx‐Si構造の作製に極めて良好に適合する3のAM1.5加重平均反射率AWR図24を持つSiOx膜を、RTWCGSiOxプロセスによって作製することが可能である。図34は、大面積152.4mm6インチ生産型mc‐Si太陽電池セルについて、RTWCGSiOxARC/SEプロセスの前と後の、更に小型モジュールへの標準EVAカプセル化の後の、外部及び内部量子効率と反射率のプロットを示している。内部及び外部量子効率のプロットは、500nmで約61である青色感度の向上が、SiOx成長後の大きなセル性能向上の要因であることを明確に示している。これは、決して、近最適RTWCGSiOxARC/SE/TOセルによって達成可能な最大限の青色感度向上ではないが、この例が選択されたのは、RTWCGSiOxコーティングされたセルのカプセル化後のAM1.5AWRの減少を明確に示しているからである。カプセル化の前には、セルのAM1.5AWRは23.1であったが、これがカプセル化の後には16.7に低下した。留意すべきは、これらの反射率のプロットは、グリッド及びバスバーの反射率を含んでいるということである。RTWCGSiOxコーティング太陽電池セルにおけるセル性能の比較的大きな向上は重要であるが、新しいセル製造技術を本当に有意義なものにするのはセル効率である。以下は、多数のn/pSiセルから収集された比較データに基づく、近最適RTWCGSiOxARC/SE/TOc‐Si及びmc‐Si太陽電池セルの期待される性能である。計算された性能は、優れた品質の200μm厚のc‐Si及びmc‐Siソーラーグレード基板を仮定しており、これが平滑エミッタを有し、そのエミッタ表面の正味多数ドナー濃度が6E20cm3~8E20cm3であって、キンクがエミッタ表面の下、約0.1μmにある近最適キンクアンドテイル型拡散プロファイルを持つことを仮定している。接合深さは、0.5μm~0.55μmの間となるはずである。成長溶液が非メタライズエミッタ表面から0.2μmをエッチングバックした後の、残りの活性エミッタの表面濃度は、8E18cm3~1E19cm3の間となるはずであり、残りのシート抵抗は、110Ω/sq~120Ω/sqの間となるはずである。このような条件で、低コストRTWCGSiOx成長溶液により、高透明性かつ低反射率のARC層と、優れた品質のSEと、30mV~50mVのVoc増加が得られることになる。我々の比較データは、RTWCGSiOxARC/SEc‐Siセルの場合、期待される平均Vocが640mV超、平均Jscが37mA/cm2超、FFが約80、計算によるAM1.5効率が約18.9となるはずであることを示している。近最適RTWCGSiOxARC/SE良質ソーラーグレードn/pc‐Siセル構造の場合に、期待される達成可能な平均的性能は、約650mVのVoc、約38mA/cm2のIsc、約82のFF、約20.25のAM1.5平均効率である。良質ソーラーグレードキャストmc‐Si基板の場合、SiOxコーティング後のRTWCGSiOxARC/SEmc‐Siセル構造により、平均して、約625mVのVoc、34.5mA/cm2を超える電流密度、約80のFF、17.25を超えるAM1.5平均効率が得られるはずである。近最適RTWCGSiOxARC/SE良質mc‐Siセル構造の場合、期待される平均的性能は、約635mVのVoc、約36mA/cm2のJsc、約0.815のFFであり、これによって、AM1.5平均効率が約18.6まで向上する。近最適RTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造、良質ソーラーグレード基板、より良い品質の表面及び裏面スクリーン印刷メタライゼーションペースト、及び最適化された表面グリッド設計を用いることで、AM1.5平均効率が、n/pc‐Si太陽電池セルの場合に21超、キャストmc‐Si太陽電池セルの場合に19になると推定される。上記の例のn/pRTWCGSiOxARC/SE/TOセル構造を、例10及び11のn/p/p又はp/n/nRTWCGSiOxARC/SE/TO珪素太陽電池セル構造で置き換えると、c‐Si太陽電池セルの達成可能なAM1.5平均効率は約22.5となり、キャストmc‐Si太陽電池セルの場合は20を僅かに超えると推定される。[例9:RTWCGSiOxコーティングされたVMJ型Si集光式セル]ARC薄膜などの誘電体層は、Si表面にこれらを直接堆積又は成長させる場合には、その表面を良好に不活性化することが不可欠である。このことは、現状技術で一般的なARC、DLARC、又はTLARC反射防止コーティングのための当技術分野で知られているほとんどの析出技術にとって問題となる。室温でRTWCGSiOx薄膜誘電体を化学的に成長させると、明確に定義された短距離秩序を持つ非結晶層が得られる。このような化学的に安定したSiOxコーティングはSi表面を良好に不活性化し、RTWCGSiOxプロセスによる成長後アニーリングの必要はない。SiOx膜の化学的安定性及び表面パッシベーションは、膜の組成ひいては成長溶液の組成に依存する。より低い金属不純物濃度と勾配屈折率とによって、現状技術のSiOx薄膜図9~15を参照は、これまでのSiOx膜図7及び図8を参照よりも優れたパッシベーション特性を示す。垂直多接合VMJSi太陽電池セル米国特許第4332973号、及び第4409422号、及び第4516314号は、他の集光式セル設計では動作可能な集光レベルを制限しているIsc値が、これらでは低いことによって、高強度集光式太陽電池セルとしての使用が期待される。SiVMJセル構造における効率損失の最大要因は、その被照射面、裏面、及び2つの非メタライズエッジ面が、従来の手段によるパッシベーションが困難なむき出しの接合を持つ高再結合表面であることである。熱酸化SiO2のような周知の優れたパッシベーション特性を持つ従来のARCは、温度の制約から、これらのセルで用いることはできない。幾つかの初期の垂直多接合VMJSi太陽電池セル[9]が、PhotoVolt社によってSPECMAT社に提供され、それらの上で、RTWCGプロセスによって、全ての非メタライズ表面に同時にSiOxコーティングを成長させた。表11に示すSiVMJセルの両面の性能は、むき出しのPV4‐14‐xセルを洗浄及びエッチングした後に、PhotoVolt社によって測定された。その後、図5にあるような成長速度が比較的低いSiOxコーティングを成長させた後に、性能が測定された。試験前にセルが受けた唯一の成長後処理は、DI水リンスと窒素乾燥であった。注目すべきは、RTWCGSiOxコーティング後に、VMJセルのVoc値とFF値がかなり増加したことである。これらの値、そして特にコーティング後のIscの大きな増加は、単純に光学的損失の低減によって説明することはできない。これらは、むき出しセルに比して3倍にも増加したPmaxにおいて、表面パッシベーションが重要な役割を果たしていることを明確に示している。[例10:高効率化n/p又はp/nRTWCGSiOxARC/SETO結晶珪素太陽電池セル製造技術]n/pP,Bセル構造の接合形成の際には、リンが、望ましい前面側ウェハ表面に拡散するだけではなく、エッジと裏面側表面にも拡散する。工業的実施では、リンシリカガラスPSG:PhosphorusSilicaGlassを除去した後に、通常、裏面接合を除去しようとはされず、場合によっては、エッジアイソレーションが実施されない。この技術的影響は、裏面Alコンタクトの焼成によって軽減されるものの、限られた成果しか得られないことが多く、結果的に、裏面表面場が弱く、赤色感度が低くなることがある。我々のある実験データによると、RTWCG溶液製剤は、一段階の工程で、SiOxパッシベーション膜を形成しながら、PSGを除去することが可能である。これは、溶液が清浄な珪素表面に接触したときにのみSiOx成長が開始することから、様々なエレクトロニクス/マイクロエレクトロニクス用途に利用することができる。これを、太陽電池セル用途では、前面側は選択エミッタを形成するためのマスクとして表面グリッドが機能する必要があるので、セルの裏面に利用することになる。本明細書で考察する標準的なn/pRTWCGSiOxARC/SE/TO結晶珪素太陽電池セル製造技術では、PSGが除去されて、標準的なスクリーン印刷コンタクトが堆積され、焼成される。最後に、RTWCG成長溶液を、むき出しのセルに施して、全ての非メタライズ表面上にSiOx薄膜を成長させ、同時に、それらの表面から拡散層の一定の厚さをエッチングバックする。このようにして、良質のARCとSEがセルの表面に作製され、接合の一部がエッジから除去される。残念なことに、Al裏面コンタクトの下からのn拡散層は元の状態のままであり、これによって、裏面表面場が弱く、再結合の割合が高くなる可能性がある。1つ又は複数の実施形態による一実施形態において、PSGの除去後に、裏面側をRTWCG溶液に浮かべるか、又は他の適切な方法により裏面側のみに溶液が施される。良質のSEの形成にはマスクとして機能する表面グリッドラインの存在が必要なので、施与方式に関わらず、RTWCG溶液を前面側と反応させてはならない。このようにして、RTWCG溶液は、裏面側及びウェハエッジと反応して、その表面上にパッシベーションSiOx薄膜層を成長させながら、これらの表面からn接合のほとんどを除去する。表面及び裏面のコンタクトが堆積され、焼成された後に、セルの前面側をRTWCG溶液に浮かべるか、又は他の方法によりセルの前面側にRTWCG溶液を施すことで、SiOxARCとSEを形成し、セルのエッジにまだ残っている接合を更に減少させる。裏面メタライゼーションの焼結時間と温度は、Al膜の全領域が裏面側SiOxパッシベーション層を貫通するように選択されなければならず、これによって、優れた裏面オーミックコンタクトと、強い裏面表面場が生成される。HF系溶液による一段階工程だけではPSGが完全に除去されないことが、当技術分野では知られている。太陽電池メーカは、清浄な珪素表面を得るために、2段階又は3段階の湿式化学シーケンスを用いることがある。上述の標準的なRTWCGSiOx系珪素太陽電池セル製造の場合、SiOxARCパッシベーション層とSEの形成の際にRTWCG溶液により表面がその場洗浄されるので、PSGの一部が前面側表面に残っていることは重大な問題ではない。しかし、セルの裏面側では、Alメタライゼーションの下に、PSGの無い表面が要求され、更に好ましくは、コンタクト焼結の際にp薄層を形成し得る裏面パッシベーション用のp型ドーパントを含む薄膜RTWCGSiOx層の下にも要求される。1つ又は複数の実施形態による好ましい実施形態において、若干修正を加えたRTWCG製剤を使用して、セルの裏面に、ホウ素含有SiOx:Bパッシベーション膜を形成することができる。1つ又は複数の実施形態による一実施形態において、本明細書に記載の高速RTWCG製剤を5~10体積部に対して、1~5体積部のホウ素飽和された水溶液を加えたものを利用する。ホウ素源として、限定するものではないが、ACS又はそれより高純度のH3BO4、B2O3、及びBI3を含むことができる。好ましい実施例では、0.5g~2gのB2O3又はBI3のいずれかを、例1の高速成長溶液のいずれか1Lに直接溶解させる。[例10‐1]一実施例において、ホウ素含有メタライゼーションの小さなドットが裏面に形成される。そして、高速成長RTWCGSiOx:B溶液を施すことで、ホウ素含有SiOx:Bパッシベーション薄膜を裏面に成長させる。薄膜成長と同時に、RTWCGSiOx:B溶液によって、裏面とウェハエッジから、残りのPSGと、更にはn接合のほとんどが除去される。次に、表面グリッドラインが堆積されて、裏面ドットと共に高温800°C~920°Cで焼結され、これにより、下層面と共に優れたオーミックコンタクトが形成され、また、非メタライズ裏面上に浅いp接合が形成される。次に、セルは、例1にあるような高速RTWCG溶液上に、前面側を下にして浮かべられる。これによって、セルの前面側の非メタライズ部分にARコーティングSiOxパッシベーション膜と、良質のSEが形成される。最後に、Ag系バスバーと共に、Al裏面コンタクトが裏面全体に形成されて、400°C程度の低温で焼結される。[例10‐2]第2の実施例では、標準的なPSG除去の後に、上記のような溶液製剤を使用して、RTWCGSiOx:Bパッシベーション層を成長させる。この一段階の工程で、溶液によって、同時に、残りのPSGを除去し、裏面全体とエッジからn拡散層をエッチングバックし、SiOx:Bパッシベーション層を成長させる。そして、Me:Bドットが裏面に、Ag系グリッドラインが前面に堆積される。次に、セルに高温800°C~920°C焼結が施されることで、オーミックコンタクトが形成され、また、SiOx:B薄膜で覆われたセル裏面には浅いp層が形成される。次に、セルの前面にRTWCGSiOxARC/SEパッシベーション層が形成され、これは更なるエッジアイソレーションに役立つ。最後に、裏面全体にAlでスクリーン印刷され、バスバーが堆積され、低温約400°Cで焼結される。高効率化n/pRTWCGSiOxARC/SE/TO結晶珪素太陽電池セル構造についての上記の説明は、裏面コンタクト構造に適当な修正を加えて、n‐ドープSiOx膜すなわちSiOx:Pを用いることで、高効率化p/nRTWCGSiOxARC/SE/TO結晶珪素太陽電池セル構造を製造する場合にも適用できることは、太陽電池セル製造技術に精通した者には明らかであろう。上記のn/p又はp/nRTWCGSiOxARC/SETO結晶珪素太陽電池セル構造の双方の高効率化は、RTWCGプロセスを用いて、良好なエッジアイソレーションを得ると同時に、太陽電池セルの表面と裏面から拡散層を除去し、表面と裏面を不活性化することで、強い前面表面場を生成すると共に裏面表面場の強度を高めることによるものである。[例11:エミッタ及び裏面パッシベーションnpp又はpnnc‐Si、mc‐Si、又はpoly‐SiRTWCGSiOxARC/SE/TO両面受光型太陽電池セル]高価な高寿命フローティングゾーンFZc‐Si基板を使用していることが多い現状技術の高効率太陽電池セル設計のほとんどに、RTWCGSiOxARC/SE/TOプロセスを適用することが原理的には可能である。しかし、RTWCGSiOxARC/SE/TO技術の本質的に経済的な高効率化フィーチャによれば、より安価なソーラーグレードチョクラルスキーCzc‐Si基板、より低グレードのmc‐Si基板、又はリボンpoly‐Si基板上に、比較的高効率な両面受光型の結晶珪素太陽電池セルを作製することが可能である。図2の断面図は、高効率かつ低コストのRTWCGによる両面受光型太陽電池セルの適切な実施例である。単純で高効率かつ低コストの両面受光型npp又はpnnc‐Si又はmc‐SiRTWCGSiOxARC/SE/TO太陽電池セル製造技術の工程には、以下のものが含まれる。i.低濃度にドープされたp型又はn型のc‐Si又はmc‐Si開始ウェハから表面切断損傷を除去する一方で、平滑ウェハ表面を維持する、本明細書に記載のMoPiranha及びMoRCAなどの希釈エッチャントシーケンス;ii.希釈液の拡散源と、n及びp拡散に対してエッジを保護する手順とを用いて、好ましくはベルト炉で、ウェハの両面に同時にn及びp高濃度ドープ層を形成することにより、npp又はpnn拡散構造のいずれかを生成する;iii.希HFエッチング液による拡散ガラスの除去;iv.現状技術のスクリーン印刷ペーストを使用して、表面及び裏面のグリッドラインをスクリーン印刷する;v.ベルト炉において、当技術分野で知られている、低接触抵抗を得るための温度と時間で、表面と裏面のメタライゼーションを同時焼成する;vi.拡散ウェハの両面にRTWCGSiOx膜を同時に成長させ、これによって、n及びp高濃度拡散層の非メタライズ部分の一定の厚さをエッチングバックしながら、低反射率ARCを生成し、更には、ウェハのエッジにある不要な拡散層をエッチング除去することで、従来のエッジアイソレーション処理工程の必要性を排除する;vii.ステップviにおける高速SiOx成長溶液の副生成物として得られるか、又は希HF溶液を利用した別個の工程で得られるか、いずれかであるSiOx表面組織化。RTWCGSiOxARC/SE/TOnpp又はpnn両面受光型太陽電池セル設計を用いることで、従来の片面受光型太陽電池セル設計と同等のコストで、出力の大きな絶対的増加を得ることができる。これは、以下のことによる。i.より高い拡散温度と、より短い拡散時間によって、表面及び裏面の強い表面場が生成される。ii.ポリッシュト裏面を持つ平滑表面によって、原理的には、組織化エミッタ表面を用いるセル設計に比して、より1に近い理想係数が得られる。iii.メタライゼーションの下の表面濃度が、低接触抵抗を確保するのに十分に高い。iv.より深いエミッタによって、焼成工程中にメタライゼーションが接合を短絡することが防止される。v.平滑エミッタ表面に組織化SiOxARCを備えるセル設計により、従来のセル設計の組織化エミッタ表面によって生じる横方向の抵抗による大きな電力損失がないので、グリッドラインの間隔をより大きく離すことが可能となり、これによって、グリッドによる遮光損失が最小限に抑えられる。vi.表面及び裏面の低濃度にドープされた非メタライズ表面と、優れた表面パッシベーションとによって、再結合損失が最小限に抑えられる。vii.RTWCGSiOxARC/TO膜によって、AM1.5AWRを、35から3という低さまで低下させることが可能である。viii.SiOx膜における可視スペクトルの吸収が、従来のARCに比べて、特に透明性の低い2層又は3層ARC設計の場合に比べて、著しく少ない。当技術分野でよく知られているように、pSi表面の良好なパッシベーションは、ホウ素拡散エミッタを用いたp/nSi太陽電池セル、及びnpp又はpnn両面受光型太陽電池セル設計について扱われる主要な課題の1つである。なぜなら、いくつかのパッシベーション実験によって、SiNxパッシベーション薄層が、p珪素表面とn珪素表面を不活性化しないだけではなく、高濃度p型ドープ珪素表面上で、SiNxは僅かにデパッシベーション挙動さえ示すことが明らかになっているからである。一方、RTWCGSiOxは、p及びn珪素表面の両方で優れたパッシベーション特性を示している。[例12:エミッタ及び裏面RTWCGSiOxパッシベーション局所裏面メタライゼーションnpp又はpnnc‐Si、mc‐Si、又はpoly‐SiRTWCGSiOxARC/SE/TO太陽電池セル]所謂、背面局所拡散不活性化エミッタPERL:PassivatedEmitterwithRearLocallydiffusedセル設計は、当技術分野でよく知られている。これによって、標準AM1.5スペクトルで25に近い記録的な高効率を有するセルが産出されている。このような高効率PERLセルのエミッタを不活性化するために、熱酸化SiO2薄膜を用いて、表面のキャリア再結合を低減させている。セルの裏面では、金属コンタクトにおいてのみ局所的に拡散させることで、良好な電気的接触を維持しながら、裏面における再結合を最小限に抑えている。裏面表面場BSFを強めるために拡散裏面を用いることは、当技術分野においてよく知られている。標準的な方法としては、npp拡散構造で、nエミッタ層を形成するためにリンドーピングを、BSFを形成するためにホウ素ドーピングを用いている。このアプローチは、通常のn/pセル構造に比して、より薄いウェハ上に、反りがより少なく、より高効率となり得るセルが作製されるという利点がある。RTWCGSiOxARC/SE/TO技術によって、図36にあるような、エミッタ及び裏面がSiOxで不活性化された、npp又はpnnc‐Si又はmc‐Si太陽電池セル構造を作製することが可能である。接合が深いキンクアンドテイル型拡散プロファイルと、標準的なスクリーン印刷によるアロイコンタクトメタライゼーションを用いることによって、i有効AM1.5光スペクトルでの低反射及び低吸収と、ii表面及び裏面の表面パッシベーションと、iii表面及び裏面の強い表面場と、を含む高効率化フィーチャが得られる。1つ又は複数の実施形態による範囲内にあるものとして、優れた裏面コンタクトを形成しながら、セルの裏面での再結合を最小限にする方法が挙げられる。この方式では、裏面層のSiOx無しとする小ドットが存在する場所を除くあらゆる位置で、SiOxを用いて裏面層をメタライゼーションから分離する。高濃度ドープpn拡散裏面層のこれらのドットでは、SiOxで覆われた裏面層よりも2桁ほど高い表面ドーパント濃度となる。図35のセル構造を作製するためには、表面グリッドラインが、例11のn又はp拡散層の上にスクリーン印刷されなければならない。次に、フォトリソグラフィ工程を用いて、裏面上に小ドット領域を規定することができる。そして、前面側の非メタライズ表面上と、裏面のフォトレジストの無い表面上に、RTWCGSiOx薄膜を同時に成長させることができる。SiOx成長の際には、エミッタの前面の非メタライズ表面から、更には裏面のフォトレジストの無い表面から、一定の厚さがエッチングバックされる。フォトレジストを裏面から除去した後に、スクリーン印刷によって、以前にフォトレジストでマスクされていた高濃度ドープ領域にのみ直接接触する裏面コンタクトが形成される。残りの裏面の珪素表面は、より低いドーピング濃度と、優れたパッシベーションを有し、SiOx膜層によってメタライゼーションから分離される。あるいはこれに代わる方法として、表面グリッドラインを形成し、裏面には裏面メタライゼーションの小ドットをスクリーン印刷する。表面と裏面のメタライゼーションを同時焼成した後に、RTWCGSiOx膜を、表面と裏面の非メタライズ表面に同時に成長させる。最後に、全面の裏面メタライゼーションを、SiOx酸化物と既にスクリーン印刷されたドットの上にスクリーン印刷し、<500°Cの低い温度で焼成させる。メタライゼーションがSiOx膜で覆われないので、全面の裏面コンタクトメタライゼーションによって、高濃度拡散pnSi表面上にある既にメタライズされたドットと共に、優れたオーミックコンタクトが形成される。残りのSi表面は、優れたパッシベーションを示す組織化TOSiOx膜によって、全面裏面コンタクトメタライゼーションから分離されている。高効率結晶珪素太陽電池セルが、徐々に薄くなるウェハ上に作製されると、セルはスペクトルの赤色領域への透明性がより高くなって、効率が低下する。図36で説明したような組織化裏面メタライゼーションを利用することで、反射光の光路がより長くなって、セルの赤色感度が向上する。[例13:低コスト高効率化a‐Si薄膜太陽電池セル用の低コストRTWCGSiOM透明導電膜]透明導電性酸化物TCOは、当技術分野でよく知られており、a‐Si及び他の薄膜太陽電池セルにおいて重要な役割を果たすものである。他の用途として、フラットパネルディスプレイ、及び他の多くのエレクトロニクスオプトエレクトロニクス用途がある。従来のTCO膜として、In2O3:SnITO、SnO2:FFTO、SnO2:SbATO、及び導電性ポリマが含まれる。低コストかつ高効率のa‐Si太陽電池セル、及び他のエレクトロニクス及びオプトエレクトロニクス用途には、従来のTCO膜は、以下のことから十分に適合しない。i.比較的高い析出温度;ii.比較的低い透明性;iii.比較的高い反射率;iv.TCO/a‐Si界面における高い欠陥密度;v.a‐Si下層との比較的高い接触抵抗;vi.比較的高いコスト。本明細書で提示したRTWCG溶液の成分として、限定するものではないが、Bi、Ti、Co、Cu系窒化物を含む様々な金属窒化物を用いることによって、Si‐O‐M含有量がより多いSiOx膜が生成される。Si‐O‐Cu及びSi‐O‐Biなど一部のSi‐O‐M膜を作製して測定した結果、それらが導電性であることが明らかになった。低コストかつ高成長速度のRTWCGSiOM膜は、Mを、限定するものではないがCu又はBiを含む金属成分であるとして、薄膜太陽電池セル用途及び他の様々な用途のための現状技術のTCO膜に代わる優れた代替物となり得ることが、予備段階の結果によって明らかである。現状技術のTCO膜に比して、RTWCGSiOMの主な利点は、以下の点である。i.室温プロセスによって、温度に敏感な基板を使用することが可能である。ii.a‐Si下層への格子整合が向上することによる、SiOMの優れたa‐Si表面パッシベーション。iii.SiOMTCOは、より透明性が高く、可視スペクトルで95を超える透過率である。iv.SiOMの勾配屈折率と、a‐Si下層への屈折率整合がより良好であることによって、10より低いAM1.5AWRが得られる。v.c‐Si珪素基板上に1分未満で成長させて、その抵抗率が1E-03Ω‐cm~1E-01Ω‐cmに調整された幾つかのSiOCu及びSiOBiのSiOM膜によって立証されているように、SiOM膜の導電率は、特定の用途に合わせて調整することが可能である。vi.RTWCGSiOM表面は組織化が容易に可能であるため、光閉じ込めが容易に実現される。vii.紫外線、温度変化、湿度などの環境要因に対して、より安定性が高い。viii.SiOMTCOインライン生産システムは、単純かつ低コストである。好ましいa‐SiRTWCGSiOMTCO/ARC/SEセル構造の断面では、以下の点を除き、標準的なn/i/p設計を用いる。i.好ましい、プラスチック/表面グリッドスクリーン印刷メタライゼーション/n/n/i/p/Al/プラスチックの低コストa‐Siセルにおいて、銀又は銅系表面コンタクトの抵抗を最小限に抑えるために、前面側のn犠牲層が望ましい。ii.その場合、n層は、上記スクリーン印刷表面グリッドのみと接触し、セル前面側の非メタライズ表面部分からエッチングバックされることで、良質のSEを形成する。iii.SEと、他の固有の高効率化フィーチャによる、より高い透明性、より低い反射率、向上した収集効率、推定されるフィルファクタの向上が大きいことによって、RTWCGSiOMa‐Si薄膜太陽電池セルの効率は著しく向上する。iv.当技術分野で知られている同じ基本設計クラスの標準的なa‐Siセルに比べて、高い環境安定性。[例14:GaAs基板上のRTWCGSiOx]研究努力は、かなりの部分、Si基板上にSiOx膜を成長させることと、その結果得られる膜の特性評価に焦点を当てたものであった。そこで、更に、GaAs、GaP、AlGaAs、CuInSe2薄膜を含む非Si基板上で、RTWCGプロセスを用いて様々な薄膜誘電体コーティングを作製した。例えば、n型及びp型GaAs基板上に、幾つかの化学系で、極めて均一なRTWCGコーティングを成長させた。このようなGaAs基板上のas‐grownコーティングの可能性を明らかにするため、幾つかのn‐GaAs試料の室温フォトルミネセンス強度PLI:PhotoLuminescenceIntensityについて、NASAGRCで取得された予備データを本明細書で提示する。コーティングされていない基板のPLIデータを、RTWCGコーティングを成長させた後の同じ基板のPLIデータと比較した。PLスペクトルのピーク強度を図37に示している。珪素上のRTWCGSiOx薄膜用に設計された5通りの異なる化学系で、コーティングを成長させた。一貫性を保つため、2~4分の間であった成長時間を、5つの試料のそれぞれにおいて同様の約100nmの酸化物厚さを成長させるように調整した。これらのコーティングのうち、115‐99‐2と116‐99‐5の2つのデータは、コーティングされていない表面に比較して、PLIが顕著に増加することを示している。この実験データによって、室温酸化物は、GaAs表面を損傷することなく成長させることが可能であることが明らかである。コーティング115‐99‐2と116‐99‐5は、GaAs表面の有望な表面電子パッシベーションを示した。これら2つのコーティングは、宇宙用太陽電池のパッシベーション/第一層ARCを含む多くの用途、並びに集積GaAs系CMOSデバイスのゲート酸化物など、他の多くのエレクトロニクス及びマイクロエレクトロニクス用途に適したものとなり得る。上述のように、GaAs上での誘電体コーティングのRTWCGは、珪素基板上でのSiOx膜のRTWCGほど、熱心に研究されていない。我々の予備的研究では、主に旧式の50.8mm2インチのGaAs基板と、幾つかの小面積GaAs太陽電池セルを使用した。また、GaAs上のGa‐As‐O系薄膜誘電体図36を参照のためのRTWCG化学系製剤は、珪素基板上でRTWCGSiOx薄膜を成長させるのに使用したものと同じものであった。しかし、ごく最近では、様々なGaAs専用添加剤が発見されており、それには、限定するものではないが、As2O3、As2O5、AsCl3、Ga2O3などの様々なAs前駆体及びGa前駆体が含まれる。これら現状技術のGaAs用RTWCG成長溶液によって、結果として得られる膜の均一性、成長速度、及び密着性は向上した。注目すべきは、As系添加剤を使用したときには、AsリッチGa‐As‐O酸化物の成長速度が120nm/minまで増加しただけではなく、膜の熱安定性が大きく向上したことである。RTWCG酸化物コーティングされたGaAs試料を500°Cまで加熱したときに、厚さに目立った変化は生じなかった。1つ又は複数の実施形態による好ましい実施形態において、太陽電池セル用途の場合に、低コスト成長溶液は、2~5gのAsI3を10HFに溶解させて作られる。コーティング後にPmaxが62.5も増加する小面積n/pGaAsホモ接合セルの、同じくVocにおける42mVの増加が示唆しているように、優れたn‐GaAsパッシベーション能力を持つ極めて均一な膜を、1分以内で成長させることが可能である。以下の参考文献は、その全体が参照により組み込まれる。[参考文献]本発明の説明及び実施形態を吟味することで、当業者であれば、本発明の実施において、発明の本質から逸脱することなく、変更及び均等物との置換が実施され得ることが理解できるであろう。従って、本発明は、上記で明示的に記載した実施形態によって限定されるものではなく、以下の請求項によってのみ限定される。"