Etat de l’art des cellule solaire à base d’InGaN

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Etat de l’art des cellule solaire à base d’InGaN

Théoriquement, un rendement de 50% peut être atteint sous 1-soleil par une cellule à multijonctions à partir de six sous-jonctions, comme montré dans la Figure 2.4(a) [36]. Dans cette estimation, une adaptation du photocourant a été présumée dans toutes les sous-jonctions. La tension de circuit-ouvert (Vco) a été calculée par la relation empirique Vco=(Eg/q)-0,4 [V], où q est la charge d’un électron, et Eg correspond à l’énergie de la bande interdite de chaque sousjonction. Le Vco total est la somme des Vco de toutes les sous-jonctions. Le facteur de forme est présumé être de 85%.
Avec le matériau InGaN, l’énergie de la bande interdite (gap) varie de 3,44 eV à 0,7 eV suivant l’équation (2.1) :
EInxGa1−xN
g = x.EInN
g + (1 − x).EGaN
g − b.x.(1 − x) (2.1)
où x est la composition d’indium dans l’alliage, et b est le paramètre de courbure qui mesure la déviation de l’interpolation linéaire entre GaN et InN. Ce paramètre dépend des conditions de croissance. Des valeurs entre 1 et 6 eV ont été rapportées [37] mais la valeur la plus utilisée dans la littérature est de 1,43 eV. Il est alors théoriquement possible de réaliser une cellule à multijonctions (MJ) à base d’InGaN avec jusqu’à 10 sous-jonctions tout en assurant l’adaptation du photocourant. La Figure 2.4(b) montre le diagramme de bandes d’une combinaison optimale des énergies de bande interdite pour cet alliage. Pour utiliser ces matériaux dans le domaine du PV, nous avons besoin de couches d’InGaN avec des compositions d’indium variant de 25% à 100%. La plupart des cellules InGaN réalisées aujourd’hui ont une composition d’In inférieure à 30%. Les technologies de croissance et de dopage pour l’InGaN riche en Ga sont maitrisées dans le domaine optique pour les diodes laser bleu et vert. Elles ont été transposées à la fabrication des cellules solaires. De nos jours, le rendement maximal d’une cellule solaire à base d’InGaN est obtenu par Tran et al.(2012) pour une jonction n-InGaN/p-Si avec un rendement de 7,12% [38].
Il faut noter que la densité de courant relativement élevée dans cette structure (∼8 mA/cm2), par rapport aux autres cellules à base d’InGaN, peut être attribuée à l’absorption dans la couche de silicium (Si).
L’usage prometteur de l’alliage InGaN dans le domaine du photovoltaïque (PV) a été étudié parWu et al. (2003) [14], alors que les premiers résultats expérimentaux ont été publiés par Jani et al (2005) [39]. Cela montre que ces matériaux ne sont en phase d’études pour l’application PV que depuis quelques années. Dès les premiers résultats expérimentaux, on a remarqué l’existence de plusieurs défis qui limitent les performances de ces matériaux dont le dopage de type p ainsi que la croissance épitaxiale d’une couche relativement épaisse et de bonne qualité. Jani et al. [39] ont réalisé deux cellules p(GaN)-i(InGaN)-n(GaN) à hétérojonction avec différentes concentrations d’indium (7% et 40%). Ils ont remarqué qu’à 40% d’indium le matériaux est beaucoup plus dégradé qu’à 7% d’In pour une épaisseur équivalente de 130 nm.
En utilisant une structure à puits quantiques pour la région intrinsèque, ils ont pu améliorer la qualité du matériau pour 40% d’In, mais cela reste loin des performances espérées pour le PV, principalement à cause de la perte par transmission et des recombinaisons causées par une qualité de matériau dégradée. Ils ont aussi remarqué dans les courbes I(V) sous lumière, pour les tensions négatives, un courant opposé dû à l’effet d’une diode inversée. Cette dernière est due au contact Schottky formé à l’interface entre le métal et le p-GaN. La structure p-in à 7% d’indium a montré un pic d’émission de photoluminescence (PL) correspondant à une composition d’indium de 27%. Ce qui s’explique par une séparation de phase et une ségrégation de l’indium dans la couche InGaN. Ceci se traduit électriquement par une réduction du (Vco).
D’autres structures similaires ont été rapportées par la suite, comme celle réalisée par Neufeld et al.(2008) [40]. Ils ont obtenu, pour une composition d’In de 12%, un Vco de 1,81 V, un FF de 75% et un Jcc de 4,2 mA/cm2 pour une illumination AM0 sous concentration. En 2011, le même groupe a réussi à avoir un EQE de 73% pour une épaisseur de 60 nm d’In0,12Ga0,98N avec une surface texturée de 7 nm de rugosité [41]. EQI et FF rapportés dans ce travail sont de 97% et 78,6%, respectivement.
Kuwahara et al.(2010) [42] ont réalisé une cellule solaire p-i-n à base d’InGaN avec 10% d’indium sur deux différents substrats, le sapphir (Al2O3) et le GaN. Ils ont montré que la croissance sur un substrat de GaN réduit la densité de défauts dans les couches épitaxiées. Ainsi ils ont pu développer une couche absorbeur non-dopée de 250 nm d’InGaN. Ils ont obtenu un Vco de 2,23 V, un FF de 63% et un Jcc de 1,59 mA/cm2 sous 1,5-soleil AM1.5G. Le faible facteur de forme est dû principalement à la forte résistance série des structures.
A cause de la difficulté à faire croître une couche cristalline de bonne qualité et relativement épaisse, pour des compositions d’indium plus élevées, les structures à multi-puits quantiques (MPQ) (ou MQW en anglais) et super réseaux (Super Lattice SL) ont été utilisées. En 2009, Dahal et al. [43] ont comparé les performances de deux cellules solaires p-i-n avec 30% et 40% d’indium. La région intrinsèque est constituée de huit périodes d’InGaN(3 nm)/GaN(8 nm).
Les Vco obtenues sont 2 V et 1,8 V pour les cellules à 30% et 40% d’indium respectivement. Ces valeurs sont cohérentes par rapport aux valeurs des énergies des gaps pour ces compositions (∼2,32 eV et ∼2,02 eV pour 30% et 40% d’In). Cependant, la densité de courant photogénéré par la cellule avec 40% d’indium est plus mauvaise que celle de la cellule avec 30% d’indium.
Cela est dû à la dégradation du matériau pour une composition d’indium plus élevée, ce qui a été prouvé par les mesures de PL et rayons-X. Liou et al. (2011) [44] ont rapporté des résultats intéressants pour une structure p-i-n à base d’InGaN développée sur un substrat de silicium. Ils ont comparé les deux structures p(GaN)/i(InGaN)/n(GaN) et p(GaN)/i(InGaN[3 nm]-GaN[13 nm] MPQ)/n(GaN) pour différentes compositions d’indium allant de 19% à 36%. Ils ont montré, dans la Figure 2.6 que la structure à MPQ présente des performances PV supérieures à celles obtenues avec les cellules p-i-n ayant une seule couche intrinsèque. Un rendement de 5,95% et un FF supérieur à 74% ont été atteints avec la structure p-i-n à MPQ sous l’illumination AM1.5. Young et al. (2013) [45] ont développé une structure similaire mais en utilisant la structure super-réseau. L’épaisseur des couches InGaN à faible gap est équivalente à celle réalisée par le groupe précédent (3 nm) mais l’épaisseur des couches à grand gap est de 4 nm seulement. Ils ont comparé les performances de la cellule pour plusieurs nombres de périodes, entre 10 et 50 périodes. Ils ont obtenu pour 20% d’In un Vco de 2,26 V ainsi qu’un FF qui peut aller jusqu’à 80%. Pourtant, le Jcc reste modeste, de l’ordre de 2 mA/cm2, principalement dû à la perte par transmission, à cause de la faible épaisseur d’InGaN. Ensuite, en 2014 [46] le même groupe a amélioré leur cellule en ajoutant une couche anti-reflet (ARC) en face avant et un miroir en face arrière pour augmenter l’absorption. Ainsi, ils ont pu obtenir un EQE de 80% et un Jcc de 2,97 mA/cm2 sous illumination AM0. Une augmentation de la densité de puissance de 37,5% par rapport à la cellule sans ARC ni miroir. Ces résultats sont montrés dans la Figure 2.7.
Afin d’éviter le désaccord de maille entre GaN et InGaN et l’effet de polarisation aux hétérointerfaces dans l’hétérostructure, d’autres groupes ont essayé une structure à homojonction p-n ou p-i-n. Jani et al.(2007) [47] ont démontré un comportement PV pour une cellule homojonction à base d’InGaN avec une composition d’indium de 28%, avec laquelle ils ont obtenu un Vco de 2,1 V qui est consistent avec son énergie de gap. Néanmoins, une année plus tard ils ont rapporté un Vco de 1,5 V pour une énergie de gap plus élevée (2,9 eV à In=12%). Ils ont montré qu’en ajoutant une couche fenêtre de GaN, le Vco augmente à 2V [48], mais la densité du courant est très faible (0,04 mA/cm2). Jampana et al.(2010) [49] ont rapporté une meilleure densité de courant (0,91 mA/cm2 pour une concentration d’indium de ∼15%. Leur structure n’est pas tout-à-fait une homojonction, la jonction p-In0,16Ga0,84N/n-InO,175Ga0,825N est insérée entre une couche p-GaN et une couche n-GaN. Le Vco obtenu est de 1,73 V et le FF est de 61%. Islam et al. (2013) [50] ont rapporté une des meilleures performances pour une structure homojonction avec une composition d’indium élevée (25%). La structure consiste d’une jonction n+-p d’In0,25Ga0,75N avec une épaisseur totale de 700 nm déposée sur une couche template de GaN d’épaisseur 1,4 μm. Avec cette structure, ils ont obtenu un Vco de 1,5 V et un Jcc de 0,5 mA/cm2. Les cellules avec la structure homojonction souffrent d’une densité de courant très faible et un facteur de forme souvent dégradé à cause de défauts structuraux dus au désaccord de maille entre le substrat et la couche épitaxiée d’InGaN. Ces défauts se comportent comme des centres de recombinaison pour les porteurs photogénérés et dégradent ainsi l’efficacité de collecter ces porteurs.
Certains groupes ont étudié des nano-structures (e.g nano-fils, boîtes quantiques,..etc) pour la fabrication d’une cellule solaire à base d’InGaN. Les avantages de ces structures sont qu’elles ont une surface d’absorption plus importante, le transport des porteurs amélioré et la modification de la bande-interdite grâce aux propriétés de confinement dans ces structures. A cause de la difficulté d’obtenir de bons contacts et du contrôle de la croissance de ces matériaux, peu de travaux ont réussi à avoir des réponses PV pour ces structures. Nguyen et al.(2011) [51] ont la première cellule avec la structure nano-fils développés sur silicium (Si). Les nano-fils correspondent à une homojonction axiale p-i-n d’InN. Une densité de courant importante a été obtenue (14 mA/cm2) sous une illumination AM1.5G, mais le Vco ainsi que le FF sont très faibles ; 0,14 V et 34,02%, respectivement.
Dernièrement, de nouveaux concepts ont été proposés qui peuvent contribuer au progrès de ces matériaux dans le domaine PV. Sundaram et al.(2014) [52] ont proposé un nouveau concept de croissance sur une surface sélective. La Figure 2.8(a) montre une illustration schématique de ce processus de croissance. Ces nano-pyramides de forme hexagonale ont une hauteur de 150 nm avec une composition d’indium relativement homogène de 22%. Les Figures 2.8(b, c) montrent une image microscopie électronique à balayage (MEB) du réseau de ces nano-pyramides ainsi qu’une image MET du profil des ces nano-pyramides. La composition d’indium présente dans les nano-pyramides est deux fois plus importante que celle dans une couche plane contrainte au substrat dans les mêmes conditions de croissance. Ceci conduit à la réduction de l’utilisation de l’indium qui est le matériau le plus cher de cet alliage.
Un autre concept prometteur est celui proposé par Koch et al.(2015) [53]. Il s’agit d’un contact enterré à travers la jonction p-n, comme montré sur la Figure 2.9(a). Ce concept de contact a montré une meilleure résistance série par rapport à un contact de grille conventionnel, ce qui est observé dans la meilleure réponse sous concentration d’illumination AM1.5. La Figure 2.9(b) montre les variations du FF et du Vco pour plusieurs concentrations pour les deux types de contacts. Cependant, ce concept de contact présente une résistanceSang et al.(2015) [54] ont prouvé qu’en ajoutant une couche tampon d’AlN entre le substrat saphir et la couche GaN épitaxiée, les défauts structuraux dus au désaccord de maille sont bloqués à l’interface entre l’AlN et le GaN, ce qui améliore la qualité des couches déposées au-dessus. Ils ont démontré la faisabilité d’une homojonction p-InGaN/i-InGaN(150nm)/n- InGaN avec une composition d’indium de 8%, déposée sur un substrat GaN/AlN/saphir. Ils ont obtenu des résultats remarquables pour une homojonction avec un Vco de 2,02V et un FF de 70%. Ils ont montré aussi qu’en ajoutant une couche hyper fine (1,5 nm) d’AlN entre i-InGaN et p-InGaN, les performances de la cellule sont améliorées. Ceci est dû à l’amélioration de la qualité de la couche de type-p parce que les défauts sont bloqués par cette couche AlN. La Figure 2.10 montre les caractéristiques J(V) pour les deux configurations avec et sans couche ultra-fine d’AlN, ainsi qu’une illustration de la structure de la cellule.
Après avoir fait le tour sur l’état de l’art et les nouveautés des dispositifs PV à base d’In-GaN, que le Tableau 2.1 résume, il est maintenant nécessaire de discuter des limitations pour ces matériaux pour qu’ils aient des performances aussi faibles. En général, les limitations se résument en trois catégorie principales : l’effet de polarisation, la croissance des matériaux et le contact de type-p. Dans la suite, nous allons reprendre chaque catégorie en détail.

Les limitations de l’InGaN

La polarisation

Les structures des III-N sont soumises à l’effet de polarisation, à cause de leur non centrosymétrie. Selon le sens et l’amplitude de la polarisation nette et le champ électrique qui en résulte, il peut y avoir une influence soit préjudiciable, soit une amélioration des performances des dispositifs PV. Ainsi, il devient important de réussir à modéliser cet effet et d’en tenir compte lors de la conception de la cellule solaire. Pour mieux comprendre l’effet de polarisation dans ces matériaux, il faut étudier leur structure cristallographie. Les alliages III-N peuvent croître sous deux formes de cristallisation ; soit en Zinc-blend (ZB) soit en Wurtzite (Wz), où l’organisation des atomes et ainsi la structure des bandes sont différentes. Bien que la deuxième forme (Wz), appelée aussi hexagonale, soit conventionnelle et plus stable, sous certaines conditions de croissance, la cristallisation ZB peut être obtenue sur un substrat ZB. La Figure 2.11 montre la cellule primitive de structure cristallographie du GaN avec les formes ZB et Wz. Dans la suite nous nous intéresserons à la structure cristallographique Wz qui est le plus stable.
Figure 2.11: Représentation d’une cellule primitive d’une structure cristallographie du GaN avec Zinc-Blend (a) et Wurtzite (b)
La structure Wz des alliages (In)GaN est constituée de deux sous-réseaux hexagonaux compacts et interpénétrants, se décalant d’une distance atomique de 5/8 de la hauteur de la cellule primitive « c » [55]. Chaque sous-réseau contient un seul type d’atome (soit l’aztoe (anion) [N3-] ou un métal (cation) [In3+, Ga3+]), avec une distance de liaison paramétrée par u, qui est le rapport entre la distance anion-cation et la hauteur c. Cette nature de la structure fait que les centres géométriques des charges positives et négatives ne coïncident pas, provoquant l’apparition d’une polarité des charges parallèle à la direction c. Selon le sens de croissance, ou selon le premier élément déposé, nous n’aurons pas la même polarité. Si le premier élément est l’azote (N), ce qui correspond au sens de croissance dit (0001) ou direction c, nous aurons la dernière couche atomique de gallium (Ga), une polarité appelée Ga-face ou métal-face. Dans le cas contraire, nous aurons une polarité N-face (000¯1). La Figure 2.12 montre un dessin schématique de ces deux configurations N-face et Ga-face pour le GaN. La propriété polaire de ces matériaux est accompagnée de propriétés piézoélectriques induites par la présence d’une force externe, comme une contrainte mécanique. Dans la suite nous allons discuter les deux types de polarisations, spontanée et piézoélectrique.

Table des matières

1 Bases du photovoltaïque 
1.1 Introduction
1.2 Semiconducteur
1.3 Jonction p-n
1.4 Spectre solaire
1.5 Effet photovoltaïque
1.5.1 Coefficient d’absorption
1.5.2 Efficacité Quantique
1.5.3 Réflexion
1.5.4 Performances photovoltaïques
1.5.5 Limite théorique des cellules solaires
1.5.5.1 Limite théorique de Jcc
1.5.5.2 Limite théorique de Vco
1.5.5.3 Limite théorique de FF et η
1.5.5.4 Limite théorique pour une cellule tandem
1.6 Conclusion
2 III-N 23
2.1 Introduction
2.2 Etat de l’art des cellule solaire à base d’InGaN
2.3 Les limitations de l’InGaN
2.3.1 La polarisation
2.3.1.1 La polarisation spontanée
2.3.1.2 La polarisation piézoélectrique
2.3.1.3 La polarisation nette
2.3.2 La croissance d’InGaN
2.3.3 Le contact de type p
2.4 Conclusion
3 Caractérisation : XPS/UPS 45
3.1 Introduction
3.2 XPS : X-ray Potoelectron Spectroscopy
3.2.1 Concept de l’XPS
3.2.2 Équipement
3.2.2.1 Système d’analyse XPS/UPS
3.2.2.2 Système informatique de contrôle et de paramétrage
3.2.3 Résultats
3.2.3.1 Préparation de l’échantillon
3.2.3.2 Analyse de l’échantillon InGaN/ZnO
3.2.3.3 Analyse de l’échantillon InGaN/GaN
3.2.3.4 Analyse de l’interface ZnO/Si
3.3 UPS : Ultraviolet Photoelectron Spectroscopy
3.3.1 Concept d’UPS
3.3.2 Résultats
3.4 Conclusion
4 Simulation 
4.1 Introduction
4.2 Logiciel de simulation SILVACO
4.2.1 SILVACO-ATLAS
4.2.1.1 Équation de Poisson
4.2.1.2 Équation de continuité
4.2.1.3 Équation de transport
4.2.1.4 Modèles physiques
4.3 Résultats de simulation
4.3.1 Cellule solaire à base de Si
4.3.1.1 Structure PERL :
4.3.1.2 Structure PERT(s) :
4.3.2 Cellule solaire à base d’InGaN
4.3.2.1 p(GaN)/i(InGaN volumique)/n(GaN)
4.3.2.2 p(GaN)/i(InGaN semibulk)/n-GaN
4.3.3 Cellule Tandem
4.3.3.1 Tandem à 2 contacts
4.3.3.2 Tandem à 4-contacts
4.4 Conclusion
Conclusion générale 
Bibliographie 
Table des figures
Liste des tableaux
Annexes

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