Размещено на http://www.allbest.ru/

¹Институт физики полупроводников им. А.В. Ржанова СО РАН, г. Новосибирск,

²ТГУ г. Томск, ³НГУ, Новосибирск, ⁴НПФ «Электрон», ⁵СибГАУ, г. Красноярск

Современное состояние работ по созданию технологии МЛЭ высокоэффективных солнечных батарей для космических аппаратов

Е.А. Емельянов¹, А.П. Василенко¹, И.Д. Лошкарев¹,

А.В. Колесников, к.ф-.м.н ¹, А.И. Никифоров¹, к.ф.-м.н.,

Н.А. Паханов¹, к.ф.-м.н., Д.Ф. Феклин¹, к.ф.-м.н.,

М.А. Путято, к.ф.-м.н.¹, О.П. Пчеляков^1,2, д.ф.-м.н.,

Б.Р. Семягин¹, к.ф.-м.н., Е.М. Труханов^1,3, д.ф.-м.н.,

В.В. Преображенский¹, к.ф.-м.н., В.М. Владимиров⁴, д.т.н.,

А.С. Паршин⁵, к.ф.-м.н.

Современные высокоэффективные солнечные элементы (СЭ) представляют собой сложные многослойные гетеросистемы. Они состоят из трех основных p-n переходов выполненных из Ge, InGaAs, InGaP соединенных последовательно туннельными диодами. Поскольку эти материалы совместимы по постоянной кристаллической решетки, гетероструктуры для СЭ на их основе выращиваются в едином ростовом процессе на германиевом p-n переходе-подложке или на арсениде галлия [1 - 3]. Всё большее применение в этом процессе находят нанотехнологии. Мировой рекорд по эффективности трёхпереходных солнечных батарей с КПД вплоть до 44,5 % при интенсивностях солнечного излучения в несколько сотен солнц достигнут в настоящее время американской фирмой Solar Junction при использовании молекулярной эпитаксии [4].

В перспективе крайне желательно заменить дорогие и тяжелые подложки Ge и GaAs на дешевые и легкие кремниевые пластины. Создание высокоэффективных приборов микро-, нано- и фотоэлектроники на основе полупроводниковых наногетероструктур состоящих из соединений A^IIIB^V, выращенных на дешевых и прочных Si подложках, является одной из приоритетных задач современного полупроводникового материаловедения. Решение этой проблемы крайне важно и для развития высокоэффективной фотовольтаики. солнечный гетеросистема молекулярный

Основной проблемой на этом пути является большие рассогласования постоянных решетки (~ 4 %) и линейного коэффициента термического расширения (до 50 %) кремния с наиболее пригодными и технологически отработанными материалами для каскадных СЭ такими как GaAs, AlGaAs, InGaP, Ge и др., имеющими значения запрещенных зон Eg, близкие в комбинации к оптимальным для эффективного преобразования солнечной энергии. Различия в указанных параметрах обуславливают возникновение прорастающих дислокаций в эпитаксиальных пленках соединений A^IIIB^V. Прямыми экспериментами было установлено (для гетероструктур GaAs/Si и GaP/Si [3]), что плотность прорастающих дислокаций непосредственно при температуре выращивания может быть снижена до 10⁴ _ 10⁵ см^-2, тем не менее, после охлаждения до комнатной температуры она возрастает до 10⁶ - 10⁷ см^-2. Таким образом, для любых A^IIIB^V гетеросистем на подложке Si наиболее критичным оказывается не решёточное несоответствие (в системе GaP/Si, например, оно составляет десятые доли процента), а большая разница в линейных коэффициентах термического расширения сопрягаемых материалов. Отсюда следует, что снижение температуры роста ? один из главных путей получения гетерослоёв с низкой плотностью пронизывающих дислокаций. В этом отношении наиболее подходящей эпитаксиальной технологией является метод молекулярной эпитаксии, позволяющий выращивать арсенид галлия при температуре 150 - 200^о С.

Для использования Si в качестве активного слоя необходим прозрачный в области фоточувствительности Si буферный слой, согласующий постоянные решетки подложки и структуры СЭ. Отработка технологии выращивания “прозрачного” буферного слоя с плотностью прорастающих дислокаций менее 10⁶ см^-2 является ключевым и наиболее проблемным моментом при создании сверхэффективных каскадных СЭ. При этом буферные слои должны иметь гладкую поверхность при толщине около 1 мкм. В нашей работе показана возможность решения данной проблемы путём выращивания гетероструктур GaAs/GaP/Si с применением на начальной стадии роста нанотехнологии - атомно-слоевой эпитаксии.

К настоящему времени наметилось два пути решения задачи создания СЭ на активной подложке кремния:

Первый путь ? разработка методов получения новых материалов с нужными ширинами запрещенных зон Eg и при этом согласованными по параметру решетки с Si. В мире ведутся весьма интенсивные исследования в этом направлении, связанные, в основном, с использованием азот-содержащих соединений A^III-N-B^V. Наиболее подходящим для этих целей считается четверной твердый раствор GaN_y(P_xAs_1-x)_1-y. Ширина запрещённой зоны этого материала, в зависимости от соотношения компонентов, может изменяться от 1.5 эВ до 2.0 эВ, при полном согласовании параметра решетки с Si-подложкой. При этом GaNy(P_xAs_1-x)_1-y является квази-прямозонным полупроводником с подходящим для СЭ спектром поглощения. Однако электрофизические параметры таких материалов, и прежде всего, диффузионная длина неосновных носителей заряда, остаются крайне низкими по сегодняшний день. Более того, по мнению ведущих специалистов, вопрос о возможности их улучшения остаётся открытым. Последнее обстоятельство ставит под сомнение перспективность этого направления в принципе.

Второй путь - это создание на кремнии буферного слоя Si_xGe_1-x с “выходом” на постоянную решетки Ge которая очень близка к постоянной решетки соответствующих A^IIIB^V твёрдых растворов. Этот маршрут в принципе позволяет выращивать на монокристаллических кремневых подложках достаточно высококачественные слои A^IIIB^V с большими значениями диффузионных длин неосновных носителей заряда и, следовательно, КПД СЭ. Работы в этом направлении ведутся также достаточно широко.

Отметим, что этот подход имеет принципиальный недостаток. И состоит он в том, что буферный слой Si_xGe_1-x, толщина которого не менее 10 микрон, непрозрачен в спектральной области эффективного фотопреобразования в кремнии. Поэтому Si, который сам по себе может использоваться как весьма эффективный элемент многокаскадного СЭ, в данном случае выступает просто как инертная несущая подложка.

В каскадном СЭ крайне желательно использовать Si как активный слой. Для этого необходим буферный слой, согласующий постоянные решетки подложки и структуры СЭ, который должен быть прозрачным в спектральной области фоточувствительности Si. Поэтому нами выбран третий путь, а именно, использование буферных слоев на основе соединений A^IIIB^V (AlAs, GaAs и др.). Эти соединения прозрачны в области спектральной чувствительности кремния и позволяют «выйти» на постоянную решетки GaAs, что даст возможность выращивать на них изорешеточные с GaAs соединения, Al_xGa_1-xAs, In_xGa_1-xP_yAs_1-y, In_x(AlGa)_1-xP, хорошо отработанные в настоящее время для высокоэффективных СЭ. При постоянной решетки GaAs эти твердые растворы имеют Eg близкие к оптимальным для более полного охвата всего диапазона солнечного спектра. Комбинация вышеперечисленных материалов с активным Si позволит создать одну из самых эффективных архитектур 2-х и 3-х каскадных СЭ о реальной разработке которых можно говорить в настоящее время. Так ожидаемый КПД для двухкаскадного СЭ AlGaAs/Si или InGaP/Si (с Eg 1,7/1,1 - 1,8/1,1 эВ) составляет 44 %. Для трехкаскадного InGaP/GaAs/Si (с Eg 1,81/1,4/1,1 эВ) ожидаемый КПД возрастает до 47 %.

В ИФП СО РАН ведутся работы по созданию высокопроизводительной и недорогой аппаратуры для сверхвысоковакуумной технологии молекулярно-лучевой эпитаксии гетероструктур для солнечных элементов с применением космических технологий [5] и разрабатывается технология получения высокосовершенных гетероструктур GaAs/Si. Основным условием создания высокоэффективных солнечных элементов на гетероструктурах A^IIIB^V/Si является получение высокосовершенных эпитаксиальных слоев материалов A^IIIB^V на подложках кремния. Поэтому в данной работе будут рассмотрены факторы, влияющие на свойства пленок GaAs, выращенных на Si и изготовленных на их основе солнечных элементов.

1. Эксперимент и результаты

Рост гетероструктур из молекулярных пучков для солнечных элементов

Эпитаксиальные структуры выращивались на модернизированной сверхвысо-ковакуумной установке МЛЭ «Штат». Для получения потока Ga и Si использовались тигельные молекулярные источники (МИ), а для получения потоков молекул As₂ и P₂ использовались вентильные источники с зоной крекинга [6]. Контроль за состоянием поверхности во время роста осуществлялся методом дифракции быстрых электронов на отражение (ДБЭО). Структуры выращивались на подложках Si(001), отклонённых на 6 в направлении [110]. В ходе выполнения работы были выращены пленки GaAs как с ориентацией (001), так и с ориентацией (00-1). Ориентация эпитаксиальных слоев GaAs задавалась с использованием подслоя мышьяка по методике, изложенной в [7].

Получение атомарно-чистой поверхности подложки является важным этапом подготовки к проведению процесса эпитаксии. В установках МЛЭ А^IIIВ^V очистка поверхности кремния может проводиться как традиционным методом в потоке кремния, так и с использованием потока атомов галлия [8]. В представленной работе использовался поток кремния.

Для удаления окисного слоя на поверхность подложки при температуре 750 C (T_S) подавался поток кремния, соответствующий скорости роста 1,5 нм/мин. Контроль за уходом окисла осуществлялся методом ДБЭО. Наблюдение проводилось в азимуте, параллельном направлению краев террас. После удаления окисленного слоя подложка отжигалась в течение 15 минут в условиях сверхвысокого вакуума при температуре 850 C. Отжиг подложек Si(001), отклоненных на несколько градусов в направлении [110], ведет к формированию на поверхности кристалла системы террас со ступенями высотой в два атомных слоя, что позволяет избежать формирования антифазных границ при последующем наращивании слоя GaAs. Ступени ориентированы перпендикулярно направлению отклонения поверхности подложки от плоскости (001). Верхний слой атомов кремния димеризован. Согласно данным [7], димерные связи Si-Si оказываются ориентированными параллельно направлению краев террас.

При взаимодействии вицинальной поверхности кремния с потоком молекул мышьяка на ней формируется упорядоченный эпитаксиальный слой димеризованных атомов мышьяка. В зависимости от условий осаждения связь As-As в димерах оказывается расположенной либо параллельно (As_||), либо перпендикулярно (As) краям террас [7]. Именно ориентацией слоя атомов мышьяка относительно направления отклонения подложки и задается ориентация пленки GaAs. В зависимости от ориентации ячейка поверхностной структуры GaAs(2Ч4) по-разному располагается относительно краев террас. В пленках GaAs(00-1)/Si ячейка поверхностной структуры (2Ч4) ориентирована вдоль, а димеры мышьяка, соответственно, поперек ступеней. В случае GaAs(001)/Si ячейка (2Ч4) оказывается расположенной перпендикулярно, а димеры мышьяка параллельно краям террас. Условия получения слоя мышьяка с заданной ориентацией в установке МЛЭ описаны в [7]. После формирования слоя атомов мышьяка подложка охлаждалась до температуры зарождения слоя GaAs.

Для формирования слоя атомов мышьяка As-типа очищенная подложка кремния со сверхструктурой Si(2Ч1), охлаждалась без потоков в условиях сверхвысокого вакуума до T_S=150 C, а затем выдерживалась в потоке молекул As₂ в течение 5 минут. После экспозиции в потоке мышьяка подложка нагревалась до 600 C. Время выдержки при этой температуре составляло 5 минут. Процесс формирования слоя мышьяка контролировался методом ДБЭО. В результате отжига осажденного таким образом слоя мышьяка получали стабилизированную мышьяком поверхностную структуру As(1Ч2)/Si. В случае формирования слоя димеров мышьяка As_||-типа подложка кремния со сверхструктурой Si(2Ч1) охлаждалась в условиях сверхвысокого вакуума до T_S = 480 C, и выдерживалась в слабом потоке молекул As₂ в течение 10 минут. В этом случае мышьяк замещал верхний слой атомов кремния. После формирования структуры As_||(2Ч1)/Si подложка охлаждалась до температуры зарождения слоя GaAs.

Известно, что при зарождении GaAs на Si методом МЛЭ нанесение менее 1 монослоя GaAs приводит к образованию островков плотностью до 10¹¹ см^_2. Срастание островков сопровождается появлением в пленке прорастающих дислокаций с плотностью до 10⁹ см^_2 [9]. Чтобы избежать образования островков и тем самым снизить плотность прорастающих дислокаций, на начальных стадиях зарождения используют метод атомно-слоевой эпитаксии (АСЭ) [10]. В данной работе был использован именно этот подход. Зарождение слоя GaAs осуществляли методом атомно-слоевой эпитаксии при T_S = 260 C. Толщина слоя зарождения GaAs составляла 2.8 нм. После зарождения температура подложки повышалась до 350 С и методом МЛЭ выращивался низкотемпературный (НТ) буферный слой GaAs толщиной 250 нм. Описанные условия зарождения и роста буферного слоя GaAs, позволяют на малой толщине получить гладкую (в масштабах чувствительности метода ДБЭО) поверхность [11]. Полученные в итоге буферные слои использовались в качестве подложек для выращивания структур для солнечных элементов. Базовый профиль структуры представлен в табл. 1.

Таблица 1. Данные рентгеновских измерений параметров структуры пленки в сечениях, перпендикулярных границе раздела, которые расположены вдоль и поперек ступеней

Для повышения структурного совершенства и улучшения морфологии поверхности эпитаксиальных слоев GaAs/Si целесообразно увеличивать их толщину. Но данный путь имеет ограничения. Пленки GaAs/Si толщиной больше 4 мкм трескаются со временем из-за напряжений, возникающих в структуре при ее охлаждении от температуры роста до комнатной. Причиной этого явления служит различие КТР Si и GaAs. Так как толщина структуры солнечного элемента на основе GaAs составляет около 2 - 3 мкм, то толщина переходного слоя от Si к структуре солнечного элемента не должна превышать 1 - 1,5 мкм.

Базовая толщина переходных слоев GaAs/Si была принята равной 1,5 мкм. В качестве слоя зарождения использовался слой GaP с ориентацией (001) и (00-1). При фиксированной толщине слоя GaAs/Si плотность прорастающих дислокаций можно понизить путем введения дислокационных фильтров и проведения циклических отжигов на различных этапах роста.

На полученных структурах формировались солнечные элементы без просветля-ющего покрытия, и проводилось измерение их ВАХ.

Структурные исследования гетерокомпозиций GaAs/Si с различной ориентацией

Рис. 1. Картина ДБЭО от поверхности пленки GaAs толщиной 3 монослоя на подложке Si(001), полученной отклонением на 6.2 вокруг направлен <011>. Первый слой As выращен путем замещения моно-слоя кремния атомами мышьяка. Через Ф обозначены площадка фасетки (2 2 13) и перпендикулярное ей направление [2 2 13], вдоль которого вытянуты слабые тяжи (см. вставку к рисунку).

На рис. 1 представлена картина ДБЭО, которая получена от пленки GaAs толщиной 3 монослоя, выращенной на поверхности кремния со слоем атомов мышьяка, полученным путем замещения. Плоскость экрана перпендикулярна краям террас (т.е. поток электронов падает вдоль ступеней). Вертикальные тяжи соответствуют вицинальной ориентации (1 1 13), повернутой на 6,2є относительно сингулярной плоскости (001). Как показано на вкладке, расположенной в нижней правой части рисунка, тяжи имеют сложную структуру. Одна составляющая тяжей вытянута вдоль основного вертикального направления [1 1 13], а вторая составляющая - вдоль направления, близкого к [2 2 13] и обозначенного Ф. На основном рисунке показано, что это направление перпендикулярно наклонным граням на поверхности пленки (фасеткам), которые также обозначены Ф. Угол между вицинальной плоскостью (1 1 13) границы раздела и плоскостью фасеток (2 2 13) составляет около 6є. Толщина пленки на момент получения снимка (рис. 1) составляет 15 ангстрем, что меньше критической толщины (h_К) для введения ДН. В процессе введения ДН тяжи от фасеток постепенно исчезают.

На образцах со слоем мышьяка, полученным путем осаждения (димеры As на поверхности пленки перпендикулярны ступеням), фасетки не наблюдались. После осаждения 20-ти монослоев методом АСЭ в том и другом режимах зарождения продолжался рост пленки методом молекулярно-лучевой эпитаксии при 350є С.

Рентгеноструктурный анализ пленки выполнен по методике [14]. Деформации пленки определялись независимо в двух взаимно перпендикулярных сечениях, расположенных вдоль и поперек ступеней, залегающих в ГР (см. табл.1). В сечении поперек ступеней по четырем кривым дифракционного отражения (КДО) в асимметричных отражениях типа {115} определялись сдвиговая деформация и угол поворота кристаллической решетки пленки относительно подложки, которые обозначены, как и , соответственно. Степень релаксации с приведена для двух температур: комнатной (с_R) и температуры роста (с_G). При комнатной температуре возникает эффект «кажущейся перерелаксации», когда с_R превышает 100 %. Этот эффект возникает из-за разницы коэффициентов термического расширения сопрягаемых материалов. Измерения проводились на двухкристальном дифрактометре. От каждого образца записывалось по две КДО в отражениях (115), (1 -1 5), (-1 -1 5) и (-115).

Обсуждение полученных данных

Данные рентгеновской дифрактометрии свидетельствуют о том, что способ зарождения первого монослоя As существенно влияет на результат пластической релаксации пленки GaAs. Димеры Аs, расположенные перпендикулярно и параллельно ступеням, в табл.1 обозначены, соответственно, +и ||. Образцы, в которых наблюдались указанные два варианта расположения димеров, обозначены соответственно, А1, А2, А3 и В1, В2, В3. Как видно из таблицы, образцы с различной ориентацией димеров As на поверхности имеют разный знак преимущественного поворота решетки пленки ?. Установление природы этого поворота является основным предметом исследований. Поэтому изучались параллельные ступеням дислокации несоответствия, введение которых обусловливает знак и величину угла поворота.

Сетка ДН формирует малоугловую границу в том случае, если имеет место преобладание дислокационных семейств с вектором Бюргерса, который содержит ненулевую проекцию одного знака на нормаль к границе раздела. В ГР (001) вводятся 8 семейств 60є-ДН по четырем плоскостям скольжения типа {111} (табл. 2). В GaAs различают ДН б- и в-типа, причем дислокации б-типа залегают в направлении [-110], которое совпадает с направлением ориентации димеров мышьяка на поверхности [12]. Дислокации в-типа вводятся в перпендикулярном направлении [-1 -1 0].

Таблица 2. Семейства дислокаций несоответствия, скользящих в GaAs, и соответствующие им направления поворота пленки вокруг ступеней ГР.

Поворот в пленках, зарождение которых начиналось с осаждения мышьяка (димеры As перпендикулярны ступеням), создают дислокации в-типа, параллельные ступеням и принадлежащие семействам 5-8 (табл. 2). Знак поворота отрицательный (<0), если ДН принадлежат семействам 5 и 6, что зарегистрировано экспериментально (см. Табл. 1). Данный поворот предсказуем из соображений меньшей h_К для этих семейств по сравнению с прочими и наблюдался в различных гетероструктурах [11, 12, 14].

Для образцов, в которых зарождение пленки начиналось с замещения (димеры As обозначены ||) поворот решеток вокруг оси, параллельной ступеням, формируют ДН -типа (семейства 1-4 в табл. 2), которые имеют более высокую подвижность [15]. Эти пленки демонстрируют увеличение отклонения от сингулярной ориентации в процессе введения ДН: как видно из табл. 1, для сечения, расположенного поперек ступеней, величина > 0. Таким образом, повышенную плотность имеют ДН семейств 3 и 4 (табл. 2). Экспериментально зарегистрированный поворот не объясняется энергетической выгодностью введения ДН, имеющих наименьшую критическую толщину, поскольку семействам 1 и 2 соответствует меньшее значение h_К, чем семействам 3 и 4 [16, 17]. Это направление поворота можно описать пластической релаксацией в результате образования Ломеровских дислокаций несоответствия вдоль направления ступеней. Они имеют минимальную критическую толщину, но их образование в рассматриваемых гетеросистемах возможно в результате реакции между двумя 60є-ДН с пониженным и повышенным значением h_К.

Поворот решетки пленки, зарождение которой начиналось с замещения атомами As верхнего монослоя Si, по-видимому, объясняется морфологией поверхности растущей пленки. Выше было показано, что при таком способе зарождении на картинах ДБЭ видны тяжи, свидетельствующие наличие фасеток. Фасетки образованы эшелонами ступеней, которые в упруго напряженном слое являются концентраторами напряжений. В результате конфигурация поля напряжений в локальных местах гетеросистемы способствует генерации семейств 3 и 4. Таким образом, фасетки могут быть причиной введения «энергетически невыгодных» дислокационных семейств, которые создают разворот пленки в «нетипичную» сторону.

Для повышения структурного совершенства и улучшения морфологии поверхности эпитаксиальных слоев GaAs/Si целесообразно увеличивать их толщину. Но данный путь имеет ограничения. Пленки GaAs/Si толщиной больше 4 мкм трескаются со временем из-за напряжений, возникающих в структуре при ее охлаждении от температуры роста до комнатной. Причиной этого явления служит различие КТР Si и GaAs. Так как толщина структуры солнечного элемента на основе GaAs составляет около 2-3 мкм, то толщина переходного слоя от Si к структуре солнечного элемента не должна превышать 1-1,5 мкм. При фиксированной толщине слоя GaAs/Si плотность прорастающих дислокаций можно понизить путем введения дислокационных фильтров и проведения циклических отжигов на различных этапах роста.

Базовая толщина переходных слоев GaAs/Si была принята равной 1,5 мкм. В качестве слоя зарождения использовался слой GaP с ориентацией (001) и (00-1). На переходном слое GaAs/Si выращивалась структура солнечного элемента. Базовый профиль структуры представлен в табл. 3.

Таблица 3. Структура базового солнечного элемента

В дальнейшем на полученных структурах формировались солнечные элементы и проводилось измерение их ВАХ.

Заключение

Исследован результат пластической релаксации пленок GaAs, выращенных на отклоненных подложках Si(001) с использованием двух способов зарождения первого монослоя As (осаждение и замещение). В случае замещения процесс зарождения сопровождался появлением фасеток на поверхности роста. Обнаружена зависимость результата протекания процесса пластической релаксации от способа зарождения. Разница заключается в характере поворота кристаллической решетки пленки. В обоих способах зарождения решетка пленки поворачивается вокруг направления ступеней <110> на вицинальной подложке Si(001). В случае зарождения осаждением в этом направлении залегают ДН -типа. В результате поворота ориентация поверхности пленки приближается к сингулярной.

В случае зарождения замещением параллельно оси поворота залегают ДН -типа; в результате поворота отклонение ориентации пленки от сингулярной (001) увеличивается. Вероятной причиной такого поведения авторы считают преимущественное введение дислокационных семейств 3 и 4 в силу наличия эшелонов ступеней (фасеток ~ (2 2 13)), выступающих в качестве концентраторов напряжений, которые облегчают введение именно этих семейств ДН.

Результаты наших исследований показали, что методом молекулярно-лучевой эпитаксии можно выращивать плёнки GaAs на подложках Si с плотностью прорастающих дислокаций менее 10⁶ см^-2, что соответствует лучшим мировым достижениям. Проведено сравнение характеристик GaAs солнечных элементов сформированных на подложках Si и GaAs. Полученные значения КПД солнечных элементов полученных на таких структурах 13,25 % и 25 % с учетом просветления даже без оптимизации их архитектуры показывают перспективы технологии для дальнейшего улучшения свойств структур GaAs/Si. Увеличение КПД будет достигнуто путём создания двух- и трёхпереходных солнечных элементов.

Литература

1. Андреев В.М.// Концентраторная солнечная фотоэнергетика, Альтернативная энергетика и экология, т. 5-6, стр. 40-44 (2012).

2. Zh.I. Alferov, V.M. Andreev, and V.D. Rumyantsev. III-V Heterostructures in Photovoltaics in Springer Series in Antonio L. Luque Viacheslav M. Andreev // Concentrator Photovoltaic optical sciences Editor-in-Chief: W. T. Rhodes, Atlanta, Springer-Verlag Berlin Heidelberg (2007).

3. Алферов Ж.И., Андреев В.М., Румянцев В.Д. Тенденции и перспективы развития солнечной фотоэнергетики // ФТП, т. 38, 8 стр. 937-948 (2004).

4. Bill Scanlon, NREL Award-Winning PV Cell Pushes Efficiency Higher Jan 02, 2013 <http://www.renewableenergyworld.com/rea/news/article/2013/01/award-winning-pv-cell-pushes-efficiency-higher?page=all> <http://www.dailyenergyreport.com/award-winning-pv-cell-technology-pushes-efficiency-higher/>

5. http://lib.isp.nsc.ru/16/

6. Putyato M.A.,Preobrazhenskii V.V., Semyagin B.R., FЁeklin D.F., Pakhanov N.A., Emelianov E.A., Chikichev S. I. // Semiconductor Science and Technology. 2009. 24, P. 055014.

7. R.D. Bringans, D.K. Biegelsen, L.-E. Swartz // Phys. Rev.B 1991 V. 44 P. 3054.

8. Путято М.А.,Семягин Б.Р., Емельянов Е.А., Феклин Д.Ф., Василенко А.П., Преображенский В. В.//Изв. ВУЗов. Серия: Физика. 2010. 9/2. С. 293.

9. Asai K., Kamei K., Katahama H. // Appl. Phys. Lett. 1997. 71. P. 701.

10. Taylor P. J., Jesser W. A., Benson J. D., Martinka M., Dinan J. H., Bradshaw J., Lara-Taysing M., Leavitt R. P., Simonis G., Chang W., Clark W. W. III, Bertness K. A. //J. Appl. Phys. 2001. 89. P. 4365.

11. Yasufumi Takagi, Yuzo Furukawa, Akihiro Wakahara and Hirofumi Kan1 // J. Appl. Phys., 2010. V.107, P. 063506-1.

12. R. S. Goldman, K. L. Kavanagh, H. H. Wieder, S. N. Ehrlich, and R. M. Feenstra // J. Appl. Phys. 1998. V.83, P. 5137.

13. R.D. Bringans, D.K. Biegelsen, L.-E. Swartz // Phys. Rev. B 1991. V. 44. P. 3054.

14. Колесников А.В., Ильин А.С., Труханов Е.М. и др. // Изв. РАН, серия физическая, 2011. Т.75, № 5. С. 652.

15. I. Yonenaga and K. Sumino // J. Cryst. Growth, 1993, V.126. P. 19.

16. Труханов Е.М. // Поверхность, 2010, № 1. С. 43.

17. Лошкарев И. Д., Василенко А. П., Труханов Е. М. и др.// Известия РАН. Серия физическая, 2013. Т 77, № 3. С. 264.

Размещено на Allbest.ru