Flexible Solarzellen auf Basis faltbarer Siliziumwafer mit abgestumpften Kanten

Nature Band 617, Seiten 717–723 (2023)Diesen Artikel zitieren

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Flexible Solarzellen haben großes Marktpotenzial für die Anwendung in der in Gebäude integrierten Photovoltaik und in tragbarer Elektronik, da sie leicht, stoßfest und autark sind. Silizium-Solarzellen werden erfolgreich in großen Kraftwerken eingesetzt. Trotz der seit mehr als 50 Jahren unternommenen Bemühungen gab es jedoch aufgrund ihrer Steifigkeit keine nennenswerten Fortschritte bei der Entwicklung flexibler Siliziumsolarzellen1,2,3,4. Hier stellen wir eine Strategie zur Herstellung großformatiger, faltbarer Siliziumwafer und zur Herstellung flexibler Solarzellen vor. Ein strukturierter kristalliner Siliziumwafer beginnt immer an den scharfen Kanälen zwischen den Oberflächenpyramiden im Randbereich des Wafers zu reißen. Diese Tatsache ermöglichte es uns, die Flexibilität von Siliziumwafern zu verbessern, indem wir die Pyramidenstruktur in den Randbereichen abstumpften. Diese Kantenabstumpfungstechnik ermöglicht die kommerzielle Produktion großformatiger (>240 cm2) hocheffizienter (>24 %) Silizium-Solarzellen, die ähnlich wie ein Blatt Papier gerollt werden können. Die Zellen behalten 100 % ihrer Leistungsumwandlungseffizienz nach 1.000 seitlichen Biegezyklen. Nach dem Zusammenbau zu großen (>10.000 cm2) flexiblen Modulen behalten diese Zellen nach 120-stündigem Temperaturwechsel zwischen –70 °C und 85 °C 99,62 % ihrer Leistung. Darüber hinaus behalten sie 96,03 % ihrer Leistung, nachdem sie 20 Minuten lang dem Luftstrom ausgesetzt waren, wenn sie an einem weichen Gassack befestigt sind, der den Wind während eines heftigen Sturms simuliert.

Silizium ist das am häufigsten vorkommende halbleitende Element in der Erdkruste; Es wird zu Wafern verarbeitet, um etwa 95 % der Solarzellen auf dem aktuellen Photovoltaikmarkt herzustellen5. Allerdings sind diese Zellen bei Biegebeanspruchung spröde und reißen, was ihren großtechnischen Einsatz für flexible Anwendungen einschränkt. Derzeit sind Dünnschichtsolarzellen aus amorphem Silizium, Cu(In,Ga)Se2, CdTe, organischen Stoffen und Perowskiten flexibel6,7,8,9, ihre Verwendung ist jedoch aufgrund ihrer geringen Leistungsumwandlungseffizienz (PCE) begrenzt. Freisetzung giftiger Stoffe in die Umwelt, schlechtere Leistung bei großen Flächen und instabile Betriebsbedingungen. Daher haben viele verfügbare flexible Solarzellen keine Kunden gefunden und die meisten Unternehmen, die sie hergestellt haben, haben ihr Geschäft aufgegeben. In dieser Studie schlagen wir eine morphologische Technikmethode zur Herstellung faltbarer kristalliner Siliziumwafer (c-Si) für die großtechnische kommerzielle Produktion von Solarzellen mit bemerkenswerter Effizienz vor.

Unser erstes Ziel war die Herstellung faltbarer C-Si-Wafer mit einer starken Lichtsammelfähigkeit. Die Reduzierung der Dicke eines Wafers kann seine Flexibilität verbessern10, es gibt jedoch einen Kompromiss zwischen Dicke und Lichtsammeleffizienz, da c-Si ein Halbleiter mit einer indirekten optischen Bandlücke ist. Durch die Entfernung von Sägeschäden11 konnten wir die Dicke eines 160-μm-Wafers auf 60 μm reduzieren. Obwohl der Wafer eine ähnliche Flexibilität wie ein Blatt Papier aufwies (ergänzende Abbildung 1), war er für die Herstellung von Solarzellen nicht geeignet, da mehr als 30 % des einfallenden Sonnenlichts von seiner glänzenden Oberfläche reflektiert wurden12. Die chemische Texturierung mikroskaliger Pyramiden auf c-Si-Oberflächen wird häufig als effiziente Strategie eingesetzt, um das Reflexionsvermögen aufgrund des Lambertschen Lichteinfangs auf weniger als 10 % zu reduzieren. Wenn jedoch Biegekräfte auf solche texturierten Wafer ausgeübt wurden, lag die maximale Spannung in den scharfen Kanälen zwischen den Pyramiden, wie in der Simulation mit dem Festkörpermechanikmodul in COMSOL Multiphysics beobachtet (Extended Data Abb. 1a). Dieses Ergebnis stimmte mit einem In-situ-Bild überein, das mithilfe der Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) erhalten wurde und in dem sich die Biegespannung in den Kanälen zwischen den Pyramiden unter einer typischen Biegebelastung eines Mikromanipulators aufbaute (Extended Data Abb. 2). Weitere Simulationen ergaben, dass eine leichte Erhöhung des Kanalradius (Rp) von 0 μm auf 2,3 μm zu einer schnellen Verringerung der maximalen Spannung von 0,25 MPa auf 0,016 MPa führte (Extended Data Abb. 1b). Diese Abstumpfungsbehandlung erhöhte jedoch das Reflexionsvermögen auf mehr als 30 % (ergänzende Abbildung 2), was für die Lichtgewinnung ungünstig war. Dies wurde durch optische Simulationen der Geräte bestätigt, bei denen die abgestumpften Wafer eine schlechtere Antireflexion und Lichteinfangung aufwiesen (ergänzende Abbildung 3).

Als nächstes untersuchten wir mit einer Ultrahochgeschwindigkeits-Videokamera den Rissvorgang eines Wafers. Wie in Abb. 3 der erweiterten Daten gezeigt, zeichnete die Kamera einen langen Bruch in den Schnappschüssen auf, die bei 113, 132 und 151 μs aufgenommen wurden (gelbe Pfeile). Wenn wir davon ausgehen, dass die Rissbildung von einem Punkt am Rand (Kreis) ausgeht, können die Ausbreitungsgeschwindigkeiten des Risses aus der Entwicklung der Bruchlänge auf 33,2, 33,6 bzw. 33,0 m s−1 geschätzt werden. Die Konsistenz dieser Werte stützte unsere Hypothese. Darüber hinaus zeichnete die Kamera drei vom Rand des Wafers herausgeschleuderte Siliziumpartikel auf (rote Pfeile); Ihre Anfangspositionen stimmten mit dem Punkt überein, an dem die Rissbildung begann. Dieser zusätzliche Beweis bestätigte, dass die Rissbildung am Rand des Wafers begann, was erklärt, warum die meisten linearen Risse in Elektrolumineszenzbildern an den Rändern von Siliziumsolarzellen beginnen14 (ergänzende Abbildung 4).

Auf der Grundlage der oben diskutierten Risseigenschaften haben wir darüber nachgedacht, die scharfen Kanäle im Randbereich anstelle des gesamten Wafers abzustumpfen, um die Flexibilität der Siliziumwafer zu verbessern (Abb. 1a). Die Ergebnisse des Dreipunkt-Biegetests in Abb. 1b zeigen, dass die 15-s- und 30-s-Kantenabstumpfungsbehandlungen die vertikale Verschiebung des Wafers im Bruchmoment von 1,92 mm auf 3,20 mm bzw. 3,86 mm erhöhten. In Übereinstimmung mit diesen Ergebnissen wurde der kritische Biegeradius (Rb) ermittelt, nachdem der etwa 2 mm breite Randbereich eines texturierten Wafers mit 60 μm für 0, 30 und 90 s in einer Lösung aus 10 Vol.-% HF und 90 Vol.-% HNO3 abgestumpft wurde. zum Zeitpunkt des Bruchs verringerte sich erheblich von 15,2 ± 2 mm (diese Studie) oder 21,4 ± 2 mm (Lit. 15) auf etwa 4,0 mm, was sich der theoretischen Grenze von 0,72 mm näherte (Abb. 1c). Wie erwartet konnten wir den Wafer mit Rb = 4,0 mm um seine Mitte falten (Abb. 1c, Einschub) und ihn wie ein Blatt flexibles Papier kräftig schütteln (Zusatzvideo 1). Die Verbesserung der Flexibilität wurde auch durch atomistische Simulationen gestützt: Die Rissbildung des unbehandelten Wafers begann bei einer Belastung von 9,3 %, aber dieser Wert stieg schnell auf 17,3 % (Zusatzvideos 2–5), selbst wenn die scharfen Kanäle auf ein sehr abgestumpftes Niveau abgestumpft wurden kleiner Rp von 15,81 nm.

a, SEM-Bilder eines strukturierten c-Si-Wafers. Die scharfen Pyramiden im Randbereich wurden durch eine Säurelösung effizient entfernt. b, Last-Vertikal-Verschiebungskurven (F–D) von texturierten 140-μm-c-Si-Wafern, bei denen die Randbereiche in einer Lösung aus 10 Vol.-% HF und 90 Vol.-% HNO3 für 0, 15 und 30 s abgestumpft wurden. c: Strukturierte c-Si-Wafer (60 μm) mit Pyramiden auf der Oberfläche. Ihr Biegeradius (Rb) im Bruchmoment ist als Funktion der Abstumpfungszeit in einer Lösung aus 10 Vol.-% HF und 90 Vol.-% HNO3 aufgetragen. Zum Vergleich sind die Rb-Werte von texturierten15 und quasiplanaren c-Si-Wafern mit 60 μm dargestellt. Wir haben auch den theoretischen Rb eines 60-μm-c-Si-Wafers als Rb = Ed/2σ berechnet, wobei E, d und σ jeweils der Elastizitätsmodul, die Waferdicke und die Zugfestigkeit sind. Eingefügter, texturierter 60-μm-Wafer mit einer Größe von 15,6 cm × 15,6 cm, bei dem der Randbereich 90 s lang in der Säurelösung abgestumpft wurde.

Um die Flexibilität der in Abb. 1c gezeigten c-Si-Wafer zu verstehen, haben wir zwei Wafer durch Aufbringen von Biegekräften gebrochen, um die Morphologie der Bruchflächen herauszufinden. Das durch Rasterelektronenmikroskopie (REM) erhaltene Bild des unbehandelten Wafers in Abb. 2a zeigt eine flache Spaltfläche, wohingegen das REM-Bild des stumpfen Wafers in Abb. 2b eine Bruchfläche mit mehreren Spaltstellen und einer hohen Dichte an Mikrorissen zeigt , was auch im schrittweise fokussierten Ionenstrahlbild (FIB) der Bruchoberfläche deutlich wird (ergänzende Abbildung 5). In der vergrößerten Ansicht der Bruchfläche mit mehreren Spaltstellen (Extended Data Abb. 4) beobachteten wir große Risse, die sich entlang komplizierter Pfade in tieferen Bereichen des stumpfen Wafers ausbreiteten (gelbe Pfeile) und einige gezackte Kerben (rosa Pfeile). in guter Übereinstimmung mit den atomistischen Simulationen (Extended Data Abb. 5). Innerhalb einer Tiefe von etwa 500 nm unter der Oberfläche (weiße Pfeile) wurden sekundäre Scherbandlinien (rote Pfeile) in einer anderen Richtung als der der vorherrschenden Risse (gelbe Pfeile; erweiterte Daten Abb. 4) erzeugt. Diese Merkmale deuteten auf die Entwicklung eines komplexen Spannungszustands während des Rissbildungsprozesses hin, der der Wiederherstellung der Verformbarkeit von sprödem Metallglas durch die Auslösung sekundärer Scherbänder ähnelte16. Physikalisch gesehen verbrauchten diese holprigen Spaltungsprozesse mehr Energie, bevor die Rissbildung einsetzte; Somit erklärten sie das robuste Verhalten, das Schutz vor dem gewaltsamen Falten bot (Abb. 1c).

a,b, Morphologie der Bruchfläche eines Wafers mit scharfen (a) und runden (b) Pyramiden. Die rosa Linien markieren die Stellen, an denen die Oberseite der Fraktur geschützt und für TEM-Beobachtungen mithilfe eines FIB herausgehoben wurde. c,d, Hochauflösende STEM-HAADF-Bilder, die die atomare Anordnung in einer Tiefe von Dutzenden von Atomen zeigen, gesehen entlang der [001]-Richtung von der Bruchfläche des Wafers aus mit scharfen (c) und runden (d) Pyramiden, in denen Auf der Bruchfläche wurde eine schützende Kohlenstoffschicht abgeschieden. Die GPA-Regionen werden durch gestrichelte Quadrate hervorgehoben. e,f, elastische Gitterspannungsverteilung in x-Richtung (e) und y-Richtung (f) des Wafers mit scharfen Pyramiden. g,h, elastische Gitterspannungsverteilung in x-Richtung (g) und y-Richtung (h) des Wafers mit runden Pyramiden. Weiße Pfeile markieren die große Dilatationsdehnung. Positive und negative Werte repräsentieren die Gitterausdehnung bzw. -kontraktion. Die x-Richtung verläuft parallel und die y-Richtung senkrecht zu den in a bzw. b markierten Bruchflächen. Maßstabsbalken, 5 μm (a,b); 5 nm (c–h).

Mit sphärisch aberrationskorrigiertem TEM analysierten wir die Gitterspannungen unter der Bruchfläche. Nachdem wir eine schützende Kohlenstoffschicht auf der frischen Bruchoberfläche abgeschieden hatten, erhielten wir Bilder mit atomarer Auflösung mithilfe der Hochwinkel-Dunkelfeld-Rastertransmissionselektronenmikroskopie (HAADF-STEM) der unbehandelten (Abb. 2c) und abgestumpften (Abb. 2d) Wafer . Die raue Bruchfläche, die in Abb. 2d durch eine gelbe gestrichelte Linie markiert ist, zeigt an, dass der abgestumpfte Wafer während des Rissvorgangs einer stärkeren elastischen und plastischen Belastung ausgesetzt war. Da ein Teil der durch Gitterverzerrung verursachten Gitterspannung in Dutzenden von Atomschichten unter der Bruchoberfläche erhalten bleiben könnte, könnten wir die Restspannung als Indikator für den Rissmodus analysieren. Abbildung 2e,f zeigt die geometrischen Phasenanalysen17 (GPAs) des Bereichs unter der Bruchfläche des unbehandelten Wafers (Abb. 2c). Dieser Wafer wies eine allgemeine Zugspannung in x-Richtung und eine Druckspannung in y-Richtung auf, zeigte jedoch innerhalb einiger Atomschichten der oberen Oberfläche eine bemerkenswerte Dilatationsspannung in y-Richtung. Diese Eigenschaften beziehen sich auf einen typischen Sprödbruchmodus. Im Gegensatz dazu zeigt Abb. 2g, h, dass die Bruchfläche des abgestumpften Wafers größere Gitterspannungsschwankungen sowohl in x- als auch in y-Richtung aufwies; die große Dilatationsdehnung ist durch weiße Pfeile markiert. Dieses Merkmal legt nahe, dass komplexe Risse zu einer viel größeren Gitterausdehnung führen können. Diese Ergebnisse beweisen, dass das Bruchverhalten von c-Si-Wafern manipuliert werden kann, indem die Schärfe der Kanäle zwischen Oberflächenpyramiden angepasst wird, wodurch der Spannungszustand und der Verformungsmechanismus unter Biegelasten verändert werden. Infolgedessen milderte die Abstumpfungsbehandlung in dieser Studie die intrinsische Sprödigkeit des c-Si-Wafers erheblich, was zu einem Übergang des Bruchmechanismus von intrinsischem sprödem Spaltbruch zu Scherstreifenbildung mit Stufen und Rissen führte.

Als nächstes haben wir die faltbaren c-Si-Wafer zu Solarzellen verarbeitet. Zu den am häufigsten verwendeten industriellen Siliziumsolarzellen gehören passivierte Emitter- und Rückseitenzellen18, passivierte Tunneloxid-Kontaktsolarzellen19 und amorph-kristalline Silizium-Heteroübergangssolarzellen20 (SHJ-Solarzellen). Wie in der ergänzenden Abbildung 6 gezeigt, weisen SHJ-Solarzellen im Gegensatz zu passivierten Emitter- und Rückzellen und Tunneloxid-passivierten Kontaktsolarzellen, die ein asymmetrisches Strukturdesign aufweisen und bei einer hohen Temperatur von 800 ± 20 ° C gebrannt werden, ein symmetrisches Strukturdesign auf werden bei einer niedrigen Temperatur von 180 ± 5 °C gebrannt. Daher eignet sich die SHJ-Technologie besser für die Herstellung flexibler Solarzellen, da sie frei von Kantenverwerfungen ist, die durch innere Spannungen während des Brennprozesses verursacht werden.

Abbildung 3a zeigt die Architektur hergestellter SHJ-Solarzellen; Ihre Kanten ermöglichen ein Rollen über mehr als 360° (Abb. 3b). Die Photovoltaikleistung der 65-μm- und 55-μm-Geräte ist in Abb. 3c dargestellt. Die Kurzschlussstromdichte (Jsc), die Leerlaufspannung (Voc), der Füllfaktor (FF) und der PCE betragen 37,65 ± 0,09 mA cm−2, 0,752 ± 0,002 V, 82,40 ± 0,99 % bzw. 23,31 ± 0,33 % , für das 65-μm-Gerät. Die entsprechenden Jsc-, Voc-, FF- und PCE-Werte für das 55-μm-Gerät betragen 37,59 ± 0,11 mA cm-2, 0,753 ± 0,001 V, 82,51 ± 0,39 % bzw. 23,35 ± 0,13 %. Diese PCEs liegen aufgrund der höheren Jsc-Werte von 65 μm (37,65 mA cm–2) und 55 μm (37,59 mA cm–) über dem Wert von 19,67 ± 0,34 % für flexible SHJ-Solarzellen, die aus quasiplanaren 60 μm-Wafern hergestellt wurden 2) Geräte im Vergleich zu denen des 65-μm-Wafers (31,45 mA cm-2; ergänzende Abbildung 7). Nachdem wir auf der dem Sonnenlicht ausgesetzten Seite eine 110 nm dicke MgF2-Antireflexionsschicht aufgebracht hatten, reichten wir eine flexible Zelle bei einem unabhängigen Testzentrum ein und erhielten einen zertifizierten PCE von 24,50 % für einen 244,3 cm2 großen Wafer (Erweiterte Daten, Abb. 6). Obwohl dieser Wert niedriger war als der (25,83 %) einer dicken Zelle (Extended Data Abb. 7), da er durch die geringere Lichtsammelfähigkeit des dünneren Wafers beeinflusst wurde21, war er im Vergleich zu dem der aktuellen flexiblen Zelle ein bemerkenswerter PCE Solarzellen aus anderen kostengünstigen Materialien. Unter Berücksichtigung der Voc von 750 mV für einen 98-μm-Wafer und der impliziten Voc von etwa 760 mV für 40-μm-Wafer22,23 sollte die PCE in dieser Arbeit durch eine bessere Oberflächenpassivierung weiter verbessert werden.

a, Schematische Darstellung der Architektur der in dieser Studie verwendeten SHJ-Solarzellen. IWO, mit Wolfram dotiertes Indiumoxid. b, Fotos einer 15,6 cm × 15,6 cm großen flexiblen SHJ-Solarzelle. c, Jsc, Voc, FF und PCE von 65-μm- und 55-μm-SHJ-Solarzellen. Die oberen Linien, die unteren Linien, die Linien im Feld, die Kreise und die Kästchen repräsentieren Maximalwerte, Minimalwerte, Medianwerte, Mittelwerte bzw. 25–75 %-Verteilungen. d, Normalisierte Leistung von zwei Minimodulen, die als Funktion des Einfallswinkels des Lichts θ getestet wurden: ein starres Modul, das aus einer 140-μm-SHJ-Zelle zusammengesetzt ist, und ein flexibles Modul, das aus einer 60-μm-SHJ-Zelle zusammengesetzt ist. Letzterer wurde an einem schwarzen Zylinder mit einem Radius von 5 cm befestigt. Die theoretische Leistung des starren Moduls wurde durch P(θ) = sin θ gegeben, während die des flexiblen Moduls durch P(θ) = 0,455 × [1 + sin θ] gegeben war. Wir haben experimentelle Daten von 0° bis 90° gesammelt; andere Daten von 90° bis 180° wurden symmetrisch durch Anwendung von P(θ) = P(180° − θ) erhalten. e, Entwicklung des Gerätebereichs flexibler c-Si-Solarzellen. f, Masse-Leistungs-Verhältnis von bifazialen, monofazialen und flexiblen SHJ-Modulen, getestet unter Standardbedingungen, wobei mmodule und Pmodule die Masse und Leistung der Module sind.

Um ihre Leistung zu vergleichen, wurden zwei Minimodule zusammengebaut: ein starres Modul, das eine 140-μm-SHJ-Zelle einkapselt, und ein flexibles Modul, das eine 60-μm-SHJ-Zelle einkapselt. Letzterer wurde an einem schwarzen Zylinder mit einem Radius von 5 cm befestigt. Ihre Leistung wurde als Funktion des Einfallswinkels des Lichts gemessen (Abb. 3d). Obwohl das flexible Modul bei senkrechtem Einfall (90°) eine geringere Leistung zeigte, war seine integrierte Stromerzeugung von 0° bis 180° um 17 % größer als die des starren Moduls. Da der 140-μm-Wafer etwa 50 % der Gerätekosten ausmachte, reduzierte die Verwendung eines 60-μm-Wafers die Produktionskosten um etwa 29 %. Insgesamt reduzierte die in dieser Studie entwickelte flexible Technologie die Energiegestehungskosten auf der Ebene der Solarzellen (Module) um etwa 39 % (23 %). Darüber hinaus kam es in den letzten Jahren zu einem raschen Rückgang des Durchmessers von Diamantdrahtsägen von etwa 80 μm auf 40 μm, mit denen erfolgreich 115 ± 5 μm große Wafer mit hoher Produktausbeute geschnitten werden können. Die Möglichkeit, dünnere Wafer mit weniger Schnittverlusten herzustellen, sollte zur Reduzierung der CO2-Emissionen beitragen.

Erweiterte Daten Abb. 8 zeigt die rasante Entwicklung flexibler Solarzellen in den letzten zwei Jahrzehnten2,15,24,25,26,27,28,29,30,31,32,33,34,35,36,37,38 . Unser Gerät stellt einen Fortschritt im Forschungsbereich flexibler Zellen dar, da die meisten gemeldeten PCEs unter 20 % liegen. Insbesondere der PCE flexibler c-Si-Zellen ist in den letzten drei Jahren kontinuierlich gestiegen. In dieser Studie erzielten wir eine bemerkenswerte Steigerung der Gerätegröße und des PCE von 4 cm2 bzw. 23,27 % auf 244,3 cm2 bzw. 24,5 % (Abb. 3e und erweiterte Daten Abb. 6 und 8). Die Realisierung flexibler c-Si-Solarzellen in Industriegröße zeigt, dass der hier aufgezeigte Technologieweg mit der standardisierten kommerziellen Produktion kompatibel ist. Auf Modulebene sind die flexiblen SHJ-Module frei von schwerem Glas und Rückseitenfolien (Ergänzende Abbildungen 8 und 9), was zu einem extrem kleinen Masse-Leistungs-Verhältnis von 2,31 g W−1 führt, das deutlich unter dem liegt Werte von 45,57 g W−1 bzw. 82,93 g W−1 für standardmäßige monofaziale bzw. bifaziale c-Si-Solarmodule (Abb. 3f). Die in dieser Studie demonstrierten flexiblen SHJ-Module können das Lasttrageproblem lösen, das im schnell wachsenden Forschungsbereich der gebäudeintegrierten Photovoltaik auftritt, und ermöglichen die Befestigung von c-Si-Solarmodulen an Gebäudewänden mit entweder flachen oder gekrümmten Oberflächen.

Abschließend untersuchten wir die Betriebsstabilität der Zelle (Modul) unter extremen Bedingungen. Das Gerät wies einen kleinen Rb von ca. 8 mm auf (ergänzende Abbildung 10). Jsc, Voc, FF und PCE der flexiblen Zelle (Abb. 4a) behielten nach 1.000 Biegezyklen von einer Seite zur anderen 100 % ihrer Anfangswerte. In jedem Zyklus wurde eine Kante so gefaltet, dass sie die gegenüberliegende Kante berührte; diese Biegung wurde über mehr als 10 s aufrechterhalten. Die Ergebnisse für die Biegezyklen in senkrechter Richtung sind in der ergänzenden Abbildung 11 dargestellt. Diese Ergebnisse unterschieden sich erheblich von denen für die flexible Perowskit-Solarzelle (erweiterte Daten, Abbildung 8), bei der der PCE von 21 % auf 17 sank % nach den Biegezyklen. Diese PCE-Abnahme ist möglicherweise auf strukturelles Versagen an den Korngrenzen im polykristallinen Perowskitfilm zurückzuführen.

a, Entwicklung der Leistung einer flexiblen SHJ-Solarzelle während eines Biegezyklus. In jedem Zyklus wurde eine Kante so gefaltet, dass sie die gegenüberliegende Kante berührte; diese Biegung wurde über mehr als 10 s aufrechterhalten. b, Ein großes (>10.000 cm2) flexibles SHJ-Solarmodul wurde an einem weichen Gassack befestigt. Der Druck im Gassack war 94,7–830 Pa höher als der Atmosphärendruck. Von einem Ventilator wurde Luft auf das Modul geblasen, um 20 Minuten lang einen heftigen Sturm von 30 m s−1 zu modellieren. c,d, Die Leistung des Moduls (c) und Elektrolumineszenzbilder (d) vor und nach kontinuierlichem Lufteinschlag für 20 Minuten zur Modellierung eines heftigen Sturms. e, Die relative Leistung von fünf flexiblen SHJ-Modulen vor und nach 120-stündigem Temperaturwechsel zwischen –70 °C und 85 °C. In jedem Zyklus wurden die Module 1 Stunde lang bei –70 °C und dann 1 Stunde lang bei 85 °C gehalten.

Wir haben Zellen zu einem 10.009,94 cm2 großen flexiblen Modul zusammengebaut und dieses Modul an einem aufgeblasenen Gassack befestigt. Dann verwendeten wir einen leistungsstarken Ventilator, um die Wirkung von Wind mit einer Geschwindigkeit von 30 m s−1 während eines heftigen Sturms zu modellieren39 (Beaufort-Zahl 11: 28,5 − 32,6 m s−1; Abb. 4b und Zusatzvideo 6). Nach 20-minütiger kontinuierlicher Lufteinwirkung betrug der relative Leistungsverlust nur 3,07 % (Abb. 4c), was mit den vernachlässigbaren Änderungen in den Elektrolumineszenzbildern übereinstimmt (Abb. 4d). Dies deutet darauf hin, dass das flexible Modul unter Vibrationsbedingungen robust arbeiten kann, was auch durch die Vibrationszyklen und Freifallzyklen bestätigt wurde (Ergänzende Abbildungen 12 und 13 sowie ergänzende Videos 7 und 8).

Aufgrund ihres geringen Gewichts eignen sich die flexiblen SHJ-Module zum Laden von weltraumnahen Luftfahrzeugen40, in denen die Temperatur in einer Höhe von 20–75 km bis auf −70 °C sinken kann. Um dies zu modellieren, haben wir die flexiblen Module 1 Stunde lang zwischen –70 °C und 1 Stunde lang bei 85 °C betrieben. Nach kontinuierlichem Temperaturwechsel über 120 Stunden betrug der durchschnittliche relative Leistungsverlust nur 0,32 % (Abb. 4e), was zeigt, dass diese Module auch unter kalten weltraumnahen Bedingungen oder am Süd- oder Nordpol sicher betrieben werden können in Wüsten während heißer Sommer.

Obwohl die hier erzielten Ergebnisse für unsere Zellen vielversprechend sind, reichen sie nicht aus, um eine gleichbleibende Stabilität unter realen Betriebsbedingungen zu gewährleisten, bei denen Stressfaktoren gleichzeitig auftreten können. Daher müssen vor der großtechnischen Produktion weitere In-situ-Tests durchgeführt werden. Bisher haben wir unsere flexiblen SHJ-Module auf weltraumnahen unbemannten Luftfahrzeugen (Extended Data Abb. 9) und am Südpol (Supplementary Abb. 14) installiert. Sie können unter extremen Bedingungen kontinuierlich Strom liefern und die Ausgangsleistung liegt manchmal über den vorgesehenen Werten, was wahrscheinlich auf die niedrige Temperatur41 und die bifazialen Eigenschaften42,43 zurückzuführen ist.

Wir haben gezeigt, dass die mechanische Leistung eines Materials nicht ausschließlich durch seine Gitterstruktur auf atomarer Ebene bestimmt wird; Auch die Symmetrie auf der Mesoskala spielt eine wichtige Rolle. Derzeit können wir in unserer Produktionslinie täglich mehr als 60.000 flexible SHJ-Zellen mit einer Fragmentierungsrate von weniger als 2 % herstellen. Dies zeigt eine kostengünstige Strategie für die kommerzielle Produktion leistungsstarker flexibler c-Si-Solarzellen. Dies könnte in naher Zukunft zu einem bemerkenswerten Wachstum des Marktes für flexible Zellen führen. Darüber hinaus gilt das hier vorgestellte Konzept für die Herstellung von Solarzellen, ist jedoch nicht darauf beschränkt. Es sollte auch für die Forschergemeinschaft von Interesse sein, die sich für andere flexible Elektronik interessiert44,45,46.

Das Festkörpermechanikmodul in COMSOL Multiphysics (v.5.6) wurde verwendet, um die Spannung eines zweidimensionalen Siliziumwafers zu simulieren, dessen Länge und Dicke auf 1 cm bzw. 60 μm eingestellt waren. Der Elastizitätsmodul, die Poissonzahl und die Massendichte des Wafers betrugen 130 GPa, 0,26 bzw. 2,33 g cm−3. Die Unterseite war mit Pyramiden mit einer Höhe von 5 μm bis 8 μm strukturiert und der anfängliche Winkel zwischen benachbarten scharfen Pyramiden betrug 71°. Drei Punkte rund um die Mitte der Oberseite des Wafers wurden fixiert und auf die beiden Endpunkte wurden Biegekräfte von Fb = 1,2 mN ausgeübt. Die maximale von Mises-Spannung wurde als Funktion des Kanalradius (Rp) simuliert.

Das LAMMPS-Paket (Large-Scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator)47 wurde verwendet, um atomistische Simulationen der Mode-I-Beladung auf c-Si-Nanofilmen mit scharfen und runden Kanälen zwischen Oberflächenpyramiden durchzuführen. Das Tersoff-Potential48 wurde zur Beschreibung der interatomaren Wechselwirkung zwischen Si-Atomen verwendet. Die simulierten Proben hatten eine Größe von 217,24 nm × 54,21 nm × 2,17 nm und enthielten etwa 1.150.000 Si-Atome, die entlang der Richtungen [100], [010] und [001] in Bezug auf die x-, y- bzw. z-Achse ausgerichtet waren. Der Rp der Kanäle zwischen den Pyramiden wurde von 0 auf 15,81 nm erhöht. Den Simulationssystemen wurden periodische Randbedingungen in y- und z-Richtung auferlegt. Die Belastung im Modus I erfolgte durch gleichmäßiges Dehnen der Simulationsbox mit einer Dehnungsrate von 5 × 108 s–1. Durch die von Mises-Scherdehnung eingefärbte Verformungsvorgänge sowie Spannungs-Dehnungs-Kurven der Simulationsproben mit scharfen und stumpfen Kerben wurden als Videos aufgezeichnet. Die Rissbildung der stumpfen Probe begann bei einer höheren Belastungsdehnung von 17,3 % im Vergleich zu 9,3 % bei der unbehandelten Probe. Hier war die Simulation qualitativ, da die Rp-Werte viel kleiner waren als die unter experimentellen Bedingungen.

Ein In-situ-Biegetest einer c-Si-Folie wurde auf einem FEI Tecnai F30 TEM-System unter Verwendung einer elektrischen Halterung von PicoFemto durchgeführt. Die c-Si-Folie hatte eine Größe von 6 μm × 12 μm × 70 nm und wurde mit einem ThermoFisher Scios 2 FIB-SEM-System aus der Oberseite eines Wafers mit scharfen Pyramiden geschnitten, gefolgt von der Abscheidung eines Pt-Films auf der Oberfläche um die scharfen Pyramiden zu schützen. Anschließend wurde die c-Si-Folie auf einen Kupfer-FIB-Halter mit einem Durchmesser von 3 mm geschweißt. Eine Wolframspitze wurde verwendet, um die linke Seite der FIB-c-Si-Folie zu kontaktieren; Die Bewegung der Folie wurde durch einen Piezomanipulator mit einer Geschwindigkeit von etwa 0,01 nm s−1 gesteuert, um eine Biegekraft auf den Rand der c-Si-Folie mit einer geschätzten Dehnungsgeschwindigkeit von 10−3 s−1 auszuüben. Für alle Biegeprozesse wurde im TEM-System eine 300-kV-Spannung mit einem schwachen Elektronenstrahl verwendet, um mögliche Strahleffekte auf die Biegeverformung zu minimieren. Die Spannungsverteilung in Echtzeit wurde von einer ladungsgekoppelten Kamera mit einer Geschwindigkeit von 20 Bildern pro Sekunde aufgezeichnet.

Die Bruchflächen zweier 60-μm-Wafer mit scharfen und runden Kanälen zwischen den Pyramiden wurden durch eine Doppelschicht aus Kohlenstoff- und Pt-Filmen geschützt. Insbesondere wurde zum zerstörungsfreien Schutz der Oberfläche ein Kohlenstofffilm mit einer Dicke von 100 nm durch Magnetronsputtern (ISC150 T Ion Sputter Coater) abgeschieden; Anschließend wurden die FIB-TEM-Folien mit einem ThermoFisher Scios 2 FIB-SEM-System von der Bruchfläche abgeschnitten. STEM-HAADF-Beobachtungen wurden in einer Tiefe von Dutzenden von Atomen von diesen Bruchflächen aus auf einem FEI Themis Z mit einem sphärischen Aberrationskorrektor für das Beleuchtungssystem durchgeführt.

Last-Vertikal-Verschiebungskurven (F-D) von 4 cm × 2 cm × 140 μm großen strukturierten c-Si-Wafern wurden mit einem kommerziellen Discovery DMA 850-Instrument erhalten (ergänzende Abbildung 15). Die Randbereiche dieser texturierten Wafer wurden 0, 15 und 30 s lang in einer Lösung aus 10 Vol.-% HF und 90 Vol.-% HNO3 abgestumpft.

Die elastische Spannungsverteilung in den gebrochenen c-Si-Wafern wurde mittels GPA auf der Grundlage der einzelnen hochauflösenden STEM-Bilder kartiert. GPA, das auf der Grundlage des in der Literatur17 angegebenen Formalismus durchgeführt und im Gatan Digital Micrograph als Plug-in implementiert wurde, wurde zur Berechnung der In-Plane-Komponenten des symmetrischen Dehnungstensors εij verwendet. Dehnungskarten wurden in Bezug auf ein internes Referenzgitter basierend auf g1 = (200) und g2 = (020) unter Verwendung von Lorentz-Masken mit einem Durchmesser von 0,5 nm−1 (im reziproken Raum) aufgetragen. Die maximalen und minimalen Dehnungen wurden im Bereich von 5 % bis –5 % festgelegt.

Draufsichten, Seitenansichten und Bruchflächen von c-Si-Wafern wurden mittels REM (HITACHI, SU8020) beobachtet. Scharfe Kanäle zwischen den Pyramiden dieser Wafer wurden in einer Lösung aus 10 Vol.-% HF und 90 Vol.-% HNO3 für 0, 10, 20, 30, 40 und 90 s abgestumpft. Die Konzentrationen von HF und HNO3 betrugen 49 % bzw. 68 %, verdünnt in Wasser.

Das Reflexionsvermögen von c-Si-Wafern von 300 bis 1.200 nm wurde mit einem UV-VIS-IR-Gerät (PerkinElmer Lambda 950) charakterisiert.

Wir haben das elektromagnetische Wellenmodul in COMSOL Multiphysics (v.5.6) verwendet, um die Transmissions-, Reflexions- und Absorptionsspektren zu simulieren. Ein Stapel aus einer 10-nm-a-Si:H-Schicht und einer 80-nm-Wolfram-dotierten Indiumoxidschicht wurde auf eine 60-μm-Siliziumplatte aufgetragen. Diese Struktur war von Luft umgeben. Drei Siliziumplatten wurden simuliert; Ihre Oberflächen waren planar, pyramidenförmig (Höhe: 5 μm; Pyramidenwinkel: 71°) und abgerundet (Radius: 2 μm). Bei den nichtplanaren Siliziumplatten war die Dicke der durchschnittliche Abstand zwischen ihren Grenzen. Die oberen und unteren Grenzen des Simulationsbereichs wurden als Floquet-Randbedingungen festgelegt. Die Wellenlänge und der Einfallswinkel des Lichts waren von 300 bis 1.200 nm bzw. von 0° bis 80° verteilt. Die ebene Welle drang von einer Seite der Platte ein. Der Brechungsindex von Luft betrug 1, während die Brechungsindizes der anderen Materialien mittels Ellipsometrie analysiert wurden. Der Transmissionsgrad und der Reflexionsgrad, definiert als das Verhältnis der Energie der gesendeten und reflektierten Welle zur Energie der einfallenden Welle, wurden durch Integration des Poynting-Vektors ermittelt. Die Absorption der gesamten Struktur (Siliziumschicht) war das Verhältnis der Dissipationsenergie in der gesamten Struktur (Siliziumschicht) zur Energie der einfallenden Welle.

Mit einer ultraschnellen CMOS-Videokamera Phantom V2511 wurde die Hochgeschwindigkeitsbildgebung des Rissbildungsprozesses eines 60-μm-c-Si-Wafers mit scharfen Pyramiden untersucht. Mit einem Leica Z16 APO Fernmikroskop wurden bis zu 100.000 Bilder pro Sekunde aufgezeichnet. Die Auflösung betrug ca. 17,5 µm pro Pixel.

Czochralski-n-Typ-c-Si-Wafer wurden von Sichuan Yongxiang gekauft. Ihre Dicke und ihr elektrischer Widerstand betrugen 160 μm bzw. 0,3–2,1 Ω·cm. Der Sägeschaden wurde in einer 20,0 Vol.-%igen alkalischen Wasserlösung bei 80 °C entfernt und die Dauer variiert, um unterschiedliche Waferdicken zu erhalten. Anschließend wurden die Wafer 10 Minuten lang in einer 2,1 Vol.-%igen alkalischen Wasserlösung bei 80 °C texturiert, um mikroskalige Pyramiden auf den Oberflächen zu bilden. Zur Herstellung flexibler Solarzellen wurde der etwa 2 mm breite Randbereich dieser 60 μm großen texturierten Wafer 90 s lang bei Raumtemperatur in einer Lösung aus 10 Vol.-% HF und 90 Vol.-% HNO3 abgestumpft. Alle Wafer wurden mit einem Standard-RCA-Verfahren gereinigt, um organische Stoffe und Metallionen zu entfernen. Anschließend wurden sie 3 Minuten lang in einer 2,0 %igen Flusssäurelösung gereinigt, um das Oberflächenoxid zu ätzen. Die zuvor entwickelte kreative dünne c-Si-Technologie bietet aufgrund der ausreichenden Nutzung des Siliziummaterials ein großes Potenzial für flexible Solarzellen49,50. Ähnlich wie das Nassverfahren ist auch ein Trockenverfahren sehr effizient, um die Flexibilität des Wafers zu verbessern (ergänzende Abbildung 16). Der Randbereich des Wafers wurde 30 Minuten lang durch ein Mischplasma (Leistung 120 W) aus Argon- und Fluorionen abgestumpft.

In einem Cluster-Plasma-verstärkten chemischen Gasphasenabscheidungssystem (VHF-PECVD, IE Sunflower, OAK-DU-5; ULVAC CME-400) wurden 5 nm ia-Si:H und 15 nm pa-Si:H sowie 4 nm ia -Si:H und 6 nm na-Si:H wurden auf der Rückseite bzw. Vorderseite der Wafer abgeschieden, wobei die Prozesstemperaturen 200 ± 5 °C betrugen. Die ia-Si:H-Schichten hatten eine Doppelschichtarchitektur; Die erste Schicht wurde mit reinem SiH4 gezüchtet, während die zweite Schicht mit verdünntem SiH4 in H2 mit einem Durchflussverhältnis von 1:10 gezüchtet wurde. Ein 15-s-H2-Plasma wurde verwendet, um die Passivierungsqualität an der Grenzfläche von ia-Si:H und nc-Si zu verbessern. Die Leistungsdichte, der Kammerdruck und das Gasflussverhältnis während der Abscheidung der na-Si:H-Schicht betrugen 33 mW cm−2, 80 Pa bzw. [PH3]:[SiH4]:[H2] = 1,5:100:1.000. Die pa-Si:H-Schicht hatte ebenfalls eine Doppelschichtarchitektur, für die die Abscheidungsleistungsdichte, der Kammerdruck und das Gasflussverhältnis 20/20 mW cm−2, 80/80 Pa und [B2H6]:[SiH4]:[H2] betrugen ] = 1:100:100/2:100:400. Wolframdotiertes Indiumoxid wurde durch reaktive Plasmaabscheidung bei 150 °C abgeschieden und das Target bestand aus 1,0 % Wolfram, gelöst in einem Indiumoxid-Target. Elektrodensammelschienen und -finger wurden mit einer Niedertemperatur-Silberpaste im Siebdruckverfahren auf die Oberflächen der Geräte gedruckt und anschließend in zwei Schritten 5 Minuten lang bei 150 °C und 30 Minuten lang bei 185 °C geglüht. Auf den Seiten der zertifizierten SHJ-Solarzellen, die dem Sonnenlicht ausgesetzt waren, wurden feine Stromschienen im Siebdruckverfahren aufgedruckt und eine 110 nm dicke MgF2-Schicht durch Elektronenstrahlverdampfung abgeschieden, um die Lichtsammeleffizienz zu verbessern.

Die Strom-Spannungs-Eigenschaften von SHJ-Solarzellen (Modulen) wurden mit einem Sonnensimulator (Halm IV, ceitsPV-CTL2) getestet und die Lichtintensität wurde mit einer Referenzzelle des National Renewable Energy Laboratory kalibriert. Eine flexible 60-μm-Zelle wurde vom National Institute of Metrology in China unabhängig getestet. Um die Stromdichte zu vergleichen, wurde eine 140 μm große spröde Zelle unabhängig vom ISFH CalTeC in Deutschland getestet. Alle Geräte wurden unter einer Standardbeleuchtung von 100 mW cm−2 bei 25 °C getestet.

Der Rand einer flexiblen 60-μm-SHJ-Solarzelle wurde so gefaltet, dass er den gegenüberliegenden Rand berührte. diese Biegung wurde über mehr als 10 s aufrechterhalten. Die Biegegeschwindigkeit betrug ca. 1.000 mm min−1. Jsc, Voc, FF und PCE dieser Zelle wurden mit einem Sonnensimulator während 1.000 Biegezyklen unter Standardbeleuchtung von 100 mW cm−2 bei 25 °C getestet. Der Biegetest wurde in Richtungen vertikal und parallel zur Richtung der Stromschienen durchgeführt. Wir haben auch den Schichtwiderstand der 80-nm-Wolfram-dotierten Indiumoxidschicht auf einem quasiplanaren 60-μm-c-Si-Substrat während 500 Biegezyklen von Seite zu Seite überwacht (ergänzende Abbildung 17).

Ein 1.260 mm × 860 mm großes flexibles SHJ-Modul wurde auf einer großen Vibrationsplattform installiert, in der das Modul durch Metallhalter mit einer Höhe von ca. 3 cm getragen wurde. Das Modul vibrierte in z-Richtung, ausgedrückt als Z(t) = Z0sin(2πt/T), wobei die Vibrationsamplitude Z0 = 5 mm und die Vibrationsperiode T = 200 ms betrug. Es wurden Elektrolumineszenzbilder und die Leistung dieses flexiblen Moduls vor und nach 18.000 Schwingungsperioden aufgenommen.

Wir haben aus unseren flexiblen SHJ-Solarzellen ein 5,4 kg schweres Modul mit den Maßen 520 mm × 520 mm hergestellt, das 15 Mal einem kontinuierlichen freien Fall aus einer Höhe von etwa 500 mm ausgesetzt wurde. Seine Leistung wurde vor und nach den Freifallzyklen aufgezeichnet.

Der Temperaturwechsel wurde 120 Stunden lang zwischen –70 °C und 85 °C durchgeführt. In jedem Zyklus wurde das Modul 1 Stunde lang bei –70 °C und 1 Stunde lang bei 85 °C gehalten.

Flexible SHJ-Solarzellen wurden in einem großen Modul (>10.000 cm2) eingekapselt, das an einem großen weichen, mit Luft aufgeblasenen Gassack befestigt war, um dieses flexible Modul zu tragen. Der Druck im Gassack war 94,7–830 Pa höher als der Atmosphärendruck. Mit einem leistungsstarken Ventilator wurde Luft mit einer Windgeschwindigkeit von 30 m s−1 auf das Modul geblasen, um einen heftigen Sturm zu modellieren (Beaufort-Zahl 11: 28,5 − 32,6 m s−1). Es wurden Leistungs- und Elektrolumineszenzbilder dieses Moduls vor und nach 20-minütiger kontinuierlicher Einwirkung dieses Luftstroms aufgenommen.

Weitere Informationen zum Forschungsdesign finden Sie in der mit diesem Artikel verlinkten Nature Portfolio Reporting Summary.

Alle während dieser Studie generierten oder analysierten Daten sind im veröffentlichten Artikel und seinen ergänzenden Informationen enthalten.

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Referenzen herunterladen

WL dankt J. Ren und J. Chen für ihre Unterstützung beim Freifallexperiment bzw. beim Dreipunkt-Biegetest. WL dankt der National Natural Science Foundation of China (Zuschuss-Nr. 62004208) und der Science and Technology Commission der Stadt Shanghai (Zuschuss-Nr. 22ZR1473200) für finanzielle Unterstützung. LZ dankt der National Natural Science Foundation of China für die finanzielle Unterstützung (Fördernummer 62074153). BD dankt der National Natural Science Foundation of China für die finanzielle Unterstützung (Fördernummer 12102021). AH dankt der Wissenschafts- und Technologiekommission der Stadt Shanghai für finanzielle Unterstützung (Fördernummer 19DZ1207602). YF dankt der National Natural Science Foundation of China für die finanzielle Unterstützung (Fördernummer 62022085). DL dankt dem Zhangjiang Laboratory für die finanzielle Unterstützung. ZD dankt der National Natural Science Foundation of China für die finanzielle Unterstützung (Fördernummer 51925208).

Diese Autoren haben gleichermaßen beigetragen: Wenzhu Liu, Yujing Liu, Ziqiang Yang, Changqing Xu

Forschungszentrum für neue Energietechnologie, Shanghai Institute of Microsystem and Information Technology, Chinesische Akademie der Wissenschaften, Shanghai, China

Wenzhu Liu, Xiaodong Li, Shenglei Huang, Jianhua Shi, Junling Du, Anjun Han, Yuhao Yang, Kai Jiang, Zhenfei Li, Yinuo Zhou, Qiang Shi, Guangyuan Wang, Lan Guo, Liping Zhang, Fanying Meng und Zhengxin Liu

Universität der Chinesischen Akademie der Wissenschaften, Peking, China

Wenzhu Liu, Xiaodong Li, Kai Jiang und Liping Zhang

Institut für Metalle, College of Material Science and Engineering, Changsha University of Science and Technology, Changsha, China

Yujing Liu & Xiaochun Liu

Abteilung für Physikalische Wissenschaften und Ingenieurwissenschaften, King Abdullah University of Science and Technology, Thuwal, Saudi-Arabien

Ziqiang Yang & Sigurdur Thoroddsen

Abteilung für Computer-, Elektro- und Mathematikwissenschaften und -technik, King Abdullah University of Science and Technology, Thuwal, Saudi-Arabien

Changqing Xu

School of Physical Science and Technology, ShanghaiTech University, Shanghai, China

Shenglei Huang & Lan Guo

Tongwei Solar Company, Chengdu, China

Jianhua Shi, Junling Du, Anjun Han, Shihu Lan, Haoxin Fu, Bin Fan, Guoqiang Xing, Yi Xie, Liping Zhang, Fanying Meng und Zhengxin Liu

Institut für Luft- und Raumfahrtinformationsforschung, Chinesische Akademie der Wissenschaften, Peking, China

Guoning Xu, Yanchu Yang, Zhaojie Li und Rong Cai

Institut für Photovoltaik, Southwest Petroleum University, Chengdu, China

Jian Yu

UISEE Technologies, Shanghai, China

Jiajia Ling

Jiangsu Key Laboratory of Carbon-Based Functional Materials and Devices, Institute of Functional Nano and Soft Materials, Soochow University, Suzhou, China

Juni Peng

Institut für Festkörpermechanik, Beihang-Universität, Peking, China

Liping Yu, Bin Ding & Yuan Gao

Staatliches Schlüssellabor für Wandlertechnologie, Shanghai Institute of Microsystem and Information Technology, Chinesische Akademie der Wissenschaften, Shanghai, China

Yanyan Fu

Schlüssellabor für drahtlose Sensornetzwerke und Kommunikation des CAS, Shanghai Institute of Microsystem and Information Technology, Chinesische Akademie der Wissenschaften, Shanghai, China

Wei He & Fengrong Li

School of Materials Science and Engineering, Jiangsu Collaborative Innovation Center of Photovoltaic Science and Engineering, Changzhou University, Changzhou, China

Xin-Lied

Paul-Drude-Institut für Festkörperelektronik, Leibniz Institut, Berlin, Germany

Jingxuan Kang

College of Energy, Soochow Institute for Energy and Materials Innovations, Soochow University, Suzhou, China

Xinbo Yang

Das Interdisziplinäre Forschungszentrum, Shanghai Advanced Research Institute, Chinesische Akademie der Wissenschaften, Shanghai, China

Dongdong Li

Polarforschungsinstitut China, Shanghai, China

Zhechao Wang, Jie Li und Fuhai Wei

Staatliches Schlüssellabor für Funktionsmaterialien für die Informatik, Shanghai Institute of Microsystem and Information Technology, Chinesische Akademie der Wissenschaften, Shanghai, China

Zengfeng Di

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WL konzipierte die Idee, entwarf die gesamten Experimente, leitete das Projekt und schrieb die Arbeit. WL, X. Li, SH, JS, JD, AH, Yuhao Yang, HF, BF, G. Xing, YX und SL führten Material- und Geräteoptimierungen durch. X. Liu und YL führten die TEM-Charakterisierung und -Analyse durch. ZY und ST führten die Charakterisierung der ultraschnellen CMOS-Videokamera Phantom V2511 durch. CX führte die FEM-Simulationen durch. G. Xu, Yanchu Yang, Zhaojie Li, RC, QS und WL führten die Modulstabilitätstests durch. ZW, J. Li und FW sammelten die Daten vom Südpol. BD und YG führten die Molekulardynamiksimulationen durch. YF, WH, FL, JY, QS, J. Ling, JP, LY, BD, KJ, Zhenfei Li, J. Li, XS, YZ, GW, LG, JK, DL und XY trugen zur Materialcharakterisierung bei und beteiligten sich an Daten Deutung. ZD und Z. Liu diskutierten die Ergebnisse und waren Mitautoren des Papiers. WL, X. Liu, LZ, FM, ZD und Z. Liu betreuten dieses Projekt. Alle Autoren trugen zur Diskussion der Ergebnisse und zur Überarbeitung des Papiers bei.

Korrespondenz mit Wenzhu Liu, Xiaochun Liu, Liping Zhang, Fanying Meng, Zengfeng Di oder Zhengxin Liu.

Das Shanghai Institute of Microsystem and Information Technology ist dabei, eine Patentanmeldung [202211090758.X] für eine Methode zur Herstellung flexibler c-Si-Solarzellen anzumelden, in der WL und Z. Liu als Erfinder aufgeführt sind. JS, LZ, AH, JD, SL, HF, BF, G. Xing, YX, FM und Z. Liu. sind Mitarbeiter von Tongwei Solar. J. Ling ist Mitarbeiter von UISEE Technologies. Alle anderen Autoren erklären keine Interessenkonflikte.

Nature dankt Bram Hoex, Robby Peibst und den anderen, anonymen Gutachtern für ihren Beitrag zum Peer-Review dieser Arbeit.

Anmerkung des Herausgebers Springer Nature bleibt hinsichtlich der Zuständigkeitsansprüche in veröffentlichten Karten und institutionellen Zugehörigkeiten neutral.

a, 2D-Simulation eines texturierten c-Si-Wafers, dessen Länge und Dicke auf 1 cm bzw. 60 μm eingestellt wurden. Drei Punkte in der Nähe der Mitte der oberen Oberfläche wurden fixiert, um eine Verschiebung des starren Körpers auszuschließen. An den Endpunkten des Wafers wurden vertikale Kräfte Fb = 1,2 mN ausgeübt. Die helle Farbe weist darauf hin, dass der größte Teil der von Mises-Spannung in den scharfen Kanälen zwischen den Pyramiden konzentriert war. b: Die maximale von Mises-Spannung wurde als Funktion des Kanalradius Rp simuliert, der durch eine Abstumpfungsbehandlung in einer Säurelösung abgestimmt wurde.

a, Ein Spannungshalter für den In-situ-Biegetest während der TEM. b: Eine vom Piezomanipulator gesteuerte Wolframspitze wurde verwendet, um die linke Seite der FIB-c-Si-Folie zu handhaben. c, Vor der Belastung mit der Biegekraft wurden die Biegekonturen zufällig auf der c-Si-Folie verteilt. d: Nach Belastung mit der Biegekraft sammelten sich diese Biegekonturen in den scharfen Kanälen zwischen den Pyramiden (weiße Pfeile), was darauf hindeutet, dass sich die meiste Spannung in diesen scharfen Kanälen konzentrierte. Die gelben Quadrate deuteten darauf hin, dass sich die meiste Spannung nach Einwirkung der Biegekraft auf nahegelegene scharfe Kanäle verlagerte. Hier resultierten die dunklen Streifen aus spannungsinduzierten Gitterverformungen.

Fotografien der Rissbildung eines 60 μm dicken, texturierten c-Si-Wafers auf einer Zeitskala von 0–151 μs. Die vertikalen Pfeile zeigen auf drei emittierte Siliziumpartikel, während die seitlichen Pfeile auf den Endpunkt eines sich entwickelnden Bruchs zeigen. Der Kreis markiert den Ort, an dem die Rissbildung begann.

a, Bruchfläche eines 60 μm großen c-Si-Wafers mit scharfen Kanälen zwischen Pyramiden. b, Bruchfläche eines 60-μm-c-Si-Wafers, dessen Kanäle zwischen den Pyramiden 30 s lang in einer 10-Vol.-%-HF-/90-Vol.-%-HNO3-Lösung abgestumpft wurden. Die zahlreichen Spaltstellen im Bruch verbrauchten mehr Energie, bevor die Rissbildung einsetzte.

Zusammen mit dem Anstieg von Rp von 0 auf 15,81 nm wird der gebrochene Pfad bei einer Dehnung von 27,5 % doppelt gewundener. Es werden auch einige gezackte Kerben beobachtet, was mit den experimentellen Ergebnissen in Abb. 4b der erweiterten Daten übereinstimmt.

Zertifikat über Testergebnisse für eine 60 μm flexible SHJ-Solarzelle, deren Kurzschlussstromdichte bei AM1,5-Beleuchtung 39,05 mA·cm−2 betrug.

a, Zertifikat der Testergebnisse für eine 140 μm spröde SHJ-Solarzelle, deren Kurzschlussstromdichte bei AM1,5-Beleuchtung 40,53 mA·cm−2 betrug. b, Zertifikat der Testergebnisse für eine 140 μm spröde SHJ-Solarzelle mit Ag-Reflektor auf der Rückseite, deren Kurzschlussstromdichte bei AM1,5-Beleuchtung 40,95 mA·cm−2 betrug.

Aufkommende PCEs flexibler Solarzellen in der Literatur. Biegezyklen verringerten den PCE der Perowskitzelle von 21 % auf 17 %. Zum Vergleich wird auch der zertifizierte PCE in dieser Studie eines 244,3 cm2 großen c-Si-Wafers angezeigt. Die gestrichelte Linie zeigt eine Effizienzgrenze von 20 % an.

Wir haben leichte, flexible SHJ-Module in einem weltraumnahen unbemannten Luftfahrzeug installiert, das dank der Eigenschaften der SHJ-Module, zu denen geringes Gewicht, Flexibilität und Stabilität in kalten Umgebungen gehörten, sicher in einer Höhe von 20 km flog.

Diese Datei enthält ergänzende Abbildungen. 1–17 und Ergänzungstabelle 1.

Dieser komprimierte Ordner enthält die Zertifikatsberichte 1–3 und den Vibrationstestbericht. Beschreibungen der vier Berichte werden ebenfalls bereitgestellt.

Eine flexible Waffel schütteln. Wir können einen flexiblen Siliziumwafer wie ein Blatt flexibles Papier heftig schütteln.

Simuliertes Knacken einer Waffel mit scharfen Pyramiden. Atomistische Simulationen ergaben, dass der Bruch bei einer Belastungsdehnung von 9,3 % begann. Die Bruchfläche war glatt.

Simulierter Riss eines Wafers mit abgestumpften Pyramiden (Rp = 5,27 nm). Atomistische Simulationen ergaben, dass der Bruch bei einer Belastung von 12,0 % begann. Die Bruchfläche war leicht rau.

Simulierter Riss eines Wafers mit abgestumpften Pyramiden (Rp = 10,54 nm). Atomistische Simulationen ergaben, dass der Bruch bei einer Belastung von 13,8 % begann. Die Bruchoberfläche wurde deutlich rauer, wobei entlang des komplizierten Bruchverlaufs gezackte Kerben zu beobachten waren.

Simulierter Riss eines Wafers mit abgestumpften Pyramiden (Rp = 15,81 nm). Atomistische Simulationen ergaben, dass der Bruch bei einer Belastungsdehnung von 17,3 % begann. Die Bruchfläche war am rauhsten, wobei entlang des gewundensten Bruchweges gezackte Kerben zu beobachten waren.

Auswirkungen eines heftigen Sturms. Das flexible SHJ-Modul wurde von einem heftigen Sturm gesprengt.

Vibrationszyklen. Das flexible SHJ-Modul wurde in vertikaler Richtung vibriert.

Frei fallende Zyklen. Das flexible SHJ-Modul erlebte frei fallende Zyklen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Liu, W., Liu, Y., Yang, Z. et al. Flexible Solarzellen auf Basis faltbarer Siliziumwafer mit abgestumpften Kanten. Natur 617, 717–723 (2023). https://doi.org/10.1038/s41586-023-05921-z

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Eingegangen: 24. August 2022

Angenommen: 06. März 2023

Veröffentlicht: 24. Mai 2023

Ausgabedatum: 25. Mai 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41586-023-05921-z

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