本文研究的是在絲網印刷中鋁背場中硅的橫向拓展，在合適的工業溫度范圍內，鋁層的增長速度為（1.50±0.06）μm/℃。這樣的話，硅片中鋁擴散的最大極限速度就可以預測，而且不被接觸面積的大小限制只會受溫度的影響。所以，背場的形狀不僅影響了串聯電阻的損失，而且會影響硅鋁接觸形成的過程，另外，快速冷卻會導致柯肯特爾空洞而不是產生共晶層。

太陽能電池的背鈍化技術有效地提高了電池的效率，但是在絲網印刷中對鋁粉漿和硅之間的接觸的優化所起的作用是微不足道的，而且需要更深地理解金屬半導體之間的接觸效應。事實上，當串聯電阻減少時，接觸面積和指間距的配合是一個至關重要的問題。另一方面，用高質量P+摻雜層[背場（BSF）]的形成來提高電池的性能一直很具有挑戰性。最近，接觸開縫中鋁的高重疊對于生成良好的BSF和使接觸電阻的最小化是至關重要的，從而背場的設計能夠影響串阻的損失和接觸形成的過程。本文中，研究的以液體鋁和硅之間的相互擴散為基礎得到最優最小的背場接觸間距。這些結果已經應用在絲網印刷的背面接觸式和背面鈍化硅的太陽能電池上。

圖1（a）所示的是背面鈍化硅和背面接觸式的太陽能電池的橫截面。

3個變量用來描述背面結構--接觸開縫的寬度（LCO），d1；鋁層中擴散硅的最大傳播極限，d2；接觸面積，LP，所以，（d2-d1）/2代表了在LCO的一側（遠離接觸面積）的鋁中的硅的傳播。如圖所示，在圖1（a）的截面模型中，LCO，d1限制了硅和鋁的接觸面積，電池背面全部覆蓋著鋁，LCO在結構的背面，而BSF在LCO中形成，這是鋁硅的相互擴散。圖1（b）的顯微鏡圖片所示的是和圖1（a）相同背面結構的太陽能電池背面的一部分，深灰色部分（在d2里）在鋁層中是顯而易見的，但不代表BSF的形成，因為它們比LCD（d2>d1）要寬，理解這種現象可以促進現在研究的發展。

拋光的Czochralski P型硅片，電阻率為1.5±0.5Ωcm，覆蓋著用加強等離子體化學蒸汽沉積的介質絕緣層。LCO（d1）可以用絲網印刷蝕刻膏來得到，其中包括的磷酸是一種有效的介質場的腐蝕劑，介質的腐蝕是通過在330℃的紅外爐中加熱硅片4min。干刻蝕膏會在幾秒內在充滿了用去離子水稀釋的0.2%的KOH的超聲波清洗器中被清除。d1的值可在100-150μm范圍內，為50μm的差距（但真實值約比其大20μm，這是由于刻蝕膏的擴散），絲網印刷后多出的20μm的鋁接觸完全覆蓋了背鈍化和開縫。樣品在燒結爐中燒結后會形成合金，3個發射峰值溫度是：750℃、850℃和950℃。深灰色可見區域的寬度值可以用光學顯微鏡測量。

鋁層可以用掃面電子顯微鏡（SEM）和能量色散譜/能量色散x射線來表征（EDS/EDX）。如圖1（a）所示，三層（A，B，C）分別是：BSF（A：硅和1%的鋁合成）；共晶層或鋁硅合金（B：鋁和12.6%的硅合成）；和多孔鋁C。對于背鈍化太陽能電池，可以從兩方面重新定義鋁層：（1）在共晶合金（大于鋁和12.6%的硅的合成）中的深灰色可見區域（在d2范圍內）；（2）鋁層的剩余部分是有鋁粉漿的固體顆粒形成的。

圖2所示的是不同LCO寬度的d1關系圖，其中y軸是深灰色區域（硅在鋁中的區間限制d2）的光學測量，對應著燒結的峰值溫度，LCO是500μm時，標繪的誤差線表示了在光學顯微鏡分析中的較小偏差。對不3個不同的d1值，圖線為線性擬合，而相同的關于燒結峰值溫度的線性相關是值得人們注意的，其中斜率是（3±0.12）μm/℃，這意味著LCO的增長速度是（1.50±0.06）μm/℃。

此外，LCO邊界處硅的橫向擴散限制[d2-d1]/2決定于以下參數：750℃時是（75±9），850℃時是（225±30），950℃時是（375±90）。這些結果顯示對于一定的燒結峰值溫度，硅在鋁中的擴散范圍是不變的，而且不受LCO寬度的影響，所以硅在鋁中的最大的擴散范圍是可以預測的。

在950℃燒結峰值溫度時，用EDX對兩個樣品中鋁硅合金進行行掃描。圖3顯示的是SEM顯微圖和EDX結果。樣品在激光切割后，在以下條件下進行橫截面的分析：加速電壓10KV，檢測電流780PA，掃描速度5.4μs/pxl，電子束聚焦成直徑660nm，10μm的行掃描寬度中300s記一次數。從LCO的中心200μm處可以測量出硅含量，雖然這種方法的結果會受鋁層的結構均質化所影響，但是可以發現鋁中的硅濃度隨著與LCO中心的距離的增加而減小，如圖3（b）所示。

圖3（a）所示的是d1約為80μm時鋁層下形成的共晶層。圖3（b）所示的是硅的濃度，符合以LCO為基礎的高斯擬合，左邊和右邊都減小到預計的擴散極限375μm。從高斯擬合來看，最大濃度代表了27個計數，而擴散極值處（d2-d1）/2的濃度大約代表了3個計數。在硅的擴散區間（距離LCO375μm）中，對于高燒結峰值溫度950℃，C[（d2-d1）/2]/C0=11.11%的硅濃度一直呈現在鋁層中，BSF同樣是在這樣的接觸下形成，深達8μm。

圖3（c）所示的是在這樣的接觸下沒有形成共晶層而是形成了空穴。這種情況下，鋁被儲存在一個寬廣的接觸開縫（d1約為125μm）而且在高燒結峰值溫度下燒結（迅速冷卻）。通常在這種樣品的LCO中會存在空穴，這是由于冷卻時時間太短。圖3（d）所示的是存在空穴的樣品中鋁層中的硅成分，描述了在接觸開縫的中心和距離接觸開縫中心大于150μm的兩個極大值處更高濃度形成的不規則形式。這種現象可以由硅和鋁之間的接觸形成的以下模型解釋。

硅-鋁層的形成從鋁的熔化開始。液體鋁浸潤電介質的開縫的硅表面，然后硅在鋁層中溶解，硅中鋁滲透的深度是關于溫度和鋁球直徑的函數。在燒結峰值溫度為950℃時，滲透深度是20μm，如圖3（a）和圖3（c）所示。因為硅在鋁中的溶解度比鋁在硅中的溶解度要高，所以硅原子在鋁中擴散的體積比鋁原子在硅中的大。如果燒結峰值溫度太高，擴散會加快，而且硅在鋁層中擴散的會更深。界面處，首先鋁直接和大部分硅接觸，并處于飽和狀態，然后硅擴散過程從大量的液體鋁質量的橫向界面的邊界（沒有飽和的硅）開始，幾秒過后，在距離接觸面大于370μm的鋁層中可以發現大量的硅原子。P型硅（BSF）在滲透時大量鋁原子的出現直接變換了鄰近表面，一旦燒結峰值溫度達到最大值，液體溶解就會達到飽和。

當接觸面積太大時，更多的存在鋁粒子的硅表面相互作用，位于界面中間部分的熔融物會迅速飽和。此外，在很高的燒結峰值溫度（迅速冷卻）下，合金化過程中熔融物可能會產生高彈性應力場。柯肯德爾效應解釋了兩種原子擴散的比率是不同的，硅鋁相互擴散產生的空穴可能在熔融中合并，柯肯德爾空穴的產生和集合代替了共熔合金。

通過冷卻樣品，液相中硅的成分不得不隨著雙液曲線減少。但是由于空穴的存在只有LCO的邊界仍然與鋁層直接相關，到達共熔溫度時，遠離接觸面的位置沒有更多分離的硅，全部保持液體凝固狀態，在鋁中就會存在高濃度的硅[如圖3（d）所示]。如果鋁和硅的反應只在d2中發生，那么深灰色區域就會被限制，在鋁中硅的傳播會達到擴散極限，所以由于擴散的菲克定律，很明顯會隨著與界面中心的距離呈指數遞減。

因為在液態鋁中硅的擴散，大量的鋁會在電介質開縫的一邊重疊，起到一個優化的金屬半導體作用。由于接觸電阻的減少和BSF的均質化，鋁很明顯在狹窄的電介質開縫中重疊。我們認為分散的硅的最大的傳播極限（d2）決定了鋁金屬化的最小寬度，條件是有最好的接觸和全部是BSF構造，所以d2決定鋁的層疊。同樣，指間距也由絲網印刷鋁層（LP≥d2）中硅的傳播極限決定。鋁層疊的另一個應用可能應用在相互交叉的背接觸的n型硅太陽能電池中，可得到高質量的絲網印刷的鋁合金發射極。

總之，本文的研究在絲網印刷中對鋁粉漿和硅接觸有了更深的理解。在絲網印刷中，當燒結的峰值溫度在750℃-950℃范圍內，鋁層中硅的傳播的增長速度為（1.50±0.06）μm/℃。電介質的一邊上，硅的橫向傳播極限不受接觸面積大小的影響，但是會受到燒結溫度的影響。當燒結溫度為750℃、850℃和950℃時，硅的橫向傳播極限預計分別是75μm、225μm和375μm。所以，鋁接觸的寬度可能由鋁層中擴散硅的最大傳播極限決定。本文認為觸點間距應該等于或大于鋁中擴散硅的最大傳播極限，此外柯肯德爾效應可以解釋鋁接觸中空穴的產生。這些結果可以應用于工業上優化高效絲網印刷背接觸太陽能電池和背鈍化太陽能電池。