Cette thèse a été consacrée à l’étude du Si poreux comme matériaux à faible conductivité thermique (k) pour application aux dispositifs thermoélectriques à base de Si. D’autres paramètres thermoélectriques, comme par exemple le coefficient Seebeck de ce matériau, ont été également étudiés.Si poreux est un matériau complexe composé de nanostructures de Si séparées de vide. Quand la porosité est élevée, sa conductivité thermique est bien inférieure à celle de Si cristallin. Nous avons étudié la conductivité thermique de Si poreux de différentes morphologies et porosités dans la gamme de températures 4.2-350K. Les mesures à T<20K sont les premières dans la bibliographie et ont montré une saturation de k en fonction de T pour ces températures. A des températures supérieures à 20K, k augmente régulièrement avec la température. La dépendance de température de k de Si poreux a été interprétée en considérant des modèles théoriques, basées sur la nature “fractal” de Si poreux. Nous avons calculé la dimension fractale de Si poreux par des images de microscopie électronique à balayage (SEM) et l’algorithme de “box counting”.Deux méthodes différentes ont été utilisées pour mesurer k: la méthode à courant direct (dc) combinée avec une analyse FEM et la méthode 3ω. Nous avons proposé deux approches améliorées pour extraire k du signal de potentiel 3ω en fonction de la fréquence. La première considère l’accord des résultats expérimentaux avec la solution asymptotique intégrale de la formule de Cahill, et la seconde fait une analyse des résultats expérimentaux en solvant l’équation temporelle de transfert de chaleur par des éléments finis. Plus précise est la méthode 3ω combinée avec des éléments finis. Les résultats correspondants sont en bon accord avec ceux obtenus par la méthode dc.Nous avons aussi étudié le Si poreux comme matériau thermoélectrique. Dans ce cas, le Si poreux peut être intéressant si il a une faible porosité, car le matériau à haute porosité est très résistive. Dans ce but, nous avons déterminé le coefficient Seebeck (S) des membranes de Si poreux de différentes porosités dans la gamme 40-84%, en utilisant un dispositif de mesure spécialement développé à cet effet. Pour des échantillons de porosité 51%, la valeur de coefficient S est de 1mV/K, bien supérieure à celle le Si cristallin. La dépendance de S de la porosité n’est pas monotone, et ceci est attribué à une combinaison des effets de filtrage d’énergie, des collisions des phonons et interactions phonon-porteurs électriques. Les résultats obtenus sont basées sur des mesures de photoluminescence (PL) et observations microscopiques à transmission (TEM). Nous avons enfin conclue que, malgré le coefficient S très élevé, le Si poreux n’est pas adéquat comme matériau thermoélectrique à cause de sa faible conductivité électrique, qui diminue en augmentant la porosité à cause de la résultante déplétion de porteurs.Nous avons aussi étudié des films minces polycristallins dopés avec du Bore. Ces films sont très intéressants comme matériaux thermoélectrique, car ils sont compatibles avec les procédés de fabrication des circuits intégrés de Si. Leur performance thermoélectrique est améliorée par diminution de la taille des grains. Des films minces polycristallins d’épaisseur entre 100 et 500nm ont été étudiés. Tous leurs paramètres thermoélectriques ont été mesurés et nous avons trouvé que le facteur de performance thermoélectrique zT augmente d’un facteur 3 en diminuant l’épaisseur de 500 à 100nm ceci étant attribué à la diminution de la taille des grains dans les films, conduisant à zT = 0.033, qui est la meilleure valeur reporté dans la littérature.Ce résultat compétitif augmente le potentiel d’utilisation des films polycristallins dans des dispositifs thermoélectriques efficaces, compatibles à la technologie de Si. / This thesis is devoted to the thermal conductivity and other thermoelectric properties of porous silicon (PSi) and thin polycrystalline Si films (thickness: 100-500 nm).PSi is a complex material composed of a Si skeleton of interconnected nanowires and dots, separated by voids. When it is highly porous, its thermal conductivity is very low, even below that of the amorphous Si. This makes it a good material for use as a thermal isolation platform on the Si wafer. In addition, its Seebeck coefficient is much higher than that of bulk c-Si.We studied k of PSi layers with different morphologies and porosities, in the temperature range 4.2-350K. The measurements below 20K are the first reported in the literature. A plateau-like dependence on temperature was observed for T below 20K, while above this temperature a monotonic increase with T is observed. The observed behaviour was interpreted using known theoretical models, based mainly on the fractal nature of PSi. PSi was characterized as a fractal material by calculating its fractal dimension using SEM images and the box counting algorithm.Two different methods were used to determine porous Si thermal conductivity: the DC method combined with FEM analysis and the 3ω method. Concerning the 3ω method, two improved approaches were proposed for extracting k from the 3ω voltage as a function of frequency: the first uses a fitting of the experimental data to the asymptotic solution of the Cahill’s integral formula, and the second is based on the analysis of the experimental data by combining them with a solution of the transient heat transfer equation using FEM analysis. The results in this second case were more accurate and in very good agreement with the DC method.We also measured the Seebeck coefficient (S) of PSi membranes with porosities 40-84% using a home-built setup, which was fabricated, calibrated and tested within this thesis. A value as high as 1mV/K was obtained for the 51% porosity sample. An anomalous porosity dependence of S was obtained, which was attributed to the interplay between energy filtering, phonon scattering and phonon drag effects. The results were explained by combining them with PL and TEM measurements, used for the determination of nanocrystal sizes. We concluded that, despite of the extremely low k and the high S of PSi, the material with the studied high porosities is not adequate for use as a “good thermoelectric” material, because of its significantly low electrical conductivity, which decreases with increasing porosity, resulting from carrier depletion during formation.We also studied the thermoelectric properties of thin, boron-doped, polycrystalline silicon films, which are much more attractive for use as Si-based thermoelectrics than porous Si. Their thermoelectric performance is improved by decreasing film thickness, due to a decrease in polysilicon grain size. Thin films with thickness between 100-500nm were investigated. We measured their thermal conductivity, resistivity and Seebeck coefficient and extracted their thermoelectric figure of merit, which showed threefold increase by reducing film thickness down to 100nm. A value as high as 0.033 was achieved, which is the highest reported in the literature so far for boron-doped polysilicon films at room temperature. This increase is attributed to a decrease in the grain size of the material. The obtained value shows the interest of nanocrystalline Si films for integration in efficient Si-based thermoelectric generators, compatible with CMOS processing.

La faible exploitation de l'irradiation inter-rangée limite la production des modules photovoltaïques (PV). Le projet "Aleph" explore l'intérêt d'ajouter des réflecteurs plans entre les rangées pour augmenter la production, et dégage des règles claires permettant l'optimisation géométrique de l'ensemble. Ce travail présente une modélisation multiphysique du système, des simulations numériques de son comportement, et la comparaison avec des données expérimentales. Deux technologies de module PV sont considérées : silicium amorphe (a-Si) et silicium polycristallin (p-Si). Les mesures montrent des gains énergétiques importants grâce aux réflecteurs. Les gains sont plus importants pour les modules a-Si que p-Si. La modélisation associe un modèle optique de lancers de rayons par méthode Monté-Carlo sous EDStaR, un modèle photoélectrique sous SPICE, et un modèle thermique empirique. Le modèle complet est calibré avec des données expérimentales en utilisant un algorithme évolutif. Une fois calibré, le modèle démontre une bonne performance en simulant la puissance générée par les modules en fonction des données atmosphériques et radiatives. / The poor utilisation of the inter-row irradiation limits the production of photovoltaic (PV) modules. The "Aleph" project explores the potential of adding inter-row planar reflectors to increase the system yield, and defines clear rules for optimal settings of such systems in a given location and under a given climate. This work presents a multiphysics model of the system, numerical simulations of its behaviour, and the comparison with experimental data. Two PV module technologies are tested: amorphous silicon (a-Si) and polycrystalline silicon (p-Si). The experimental data show significant gains in produced energy brought by the reflectors. The gains are higher for a-Si modules compared to p-Si. The modelling work combines a Monte-Carlo ray-tracing optical model (EDStaR), a photo-electric model (SPICE), and an empirical thermal model. The complete model is calibrated with measurements using an evolutionary algorithm. Once calibrated, the model demonstrates good performance in predicting the module power output as a function of atmospheric and irradiance data.

L’objectif de ce travail de thèse est l’élaboration du silicium polycristallin en phase liquide, sur substrat de verre borosilicate, en utilisant l’irradiation par laser continu de forte puissance d’un film de silicium amorphe. Des simulations numériques modélisant l’interaction laser-silicium amorphe ont été effectuées grâce à un modèle que nous avons développé sur l’outil COMSOL. Nous avons ainsi pu suivre l’évolution des transferts thermiques dans les différentes structures Si/verre irradiées par laser et ainsi pu évaluer l’impact des paramètres expérimentaux tels que la vitesse de balayage, la puissance du laser, la température du substrat sur les seuils de transition de phase du Si amorphe (fusion, cristallisation, évaporation). Ces résultats de simulation ont été confrontés à des données réelles obtenues en réalisant différentes expériences d’irradiation de films Si amorphe. Les résultats de cette comparaison ont été largement discutés. Dans une deuxième partie, nous avons étudié les propriétés structurales et morphologiques de films Si polycristallin obtenus par l’irradiation laser de films Si amorphe. En particulier, nous avons mis en évidence les effets de la présence d’impuretés tels que l’hydrogène ou l’argon présent dans les couches Si amorphe préalablement au traitement laser. Nous avons également montré que la croissance des cristaux silicium s’opère par épitaxie à partir d’un effet de gradient thermique latéral et longitudinal, produit respectivement par le profil énergétique du faisceau laser et la diffusion thermique par conduction, et par convection thermique dans la direction de balayage. L’optimisation des conditions opératoires nous a permis de réaliser des films Si polycristallin à larges grains, jusqu’à plusieurs centaines de µm de long sur plusieurs dizaines de µm de large. Ces structures sont très intéressantes pour des applications en électronique et en photovoltaïque. / The objective of this thesis is the elaboration of polycrystalline silicon, on borosilicate glass substrate, by a Continuous Wave laser annealing of amorphous silicon operating in the liquid phase regime. Numerical simulations of the laser-amorphous silicon interaction have been carried out using COMSOL tool. We were able to monitor the evolution of the heat transfer in the different laser irradiated Si/glass structures. Thus, we have evaluated the effects of experimental parameters such as the scan speed, the laser power, the substrate temperature on the phase transition thresholds (melting, crystallization, evaporation). The modeling data were compared to the experimental data obtained on laser irradiated amorphous Si films, and the results were thoroughly discussed. In a second part, we have investigated the structural and morphological properties of polysilicon films prepared by CW laser irradiation of different amorphous silicon. We have shown that the presence of impurities such as hydrogen or argon in the amorphous silicon affects strongly the quality of the formed polysilicon film. We also found that the Si crystal growth occurs epitaxially from lateral and longitudinal thermal gradient produced respectively by the laser beam profile and thermal conduction, and by thermal convection in the scanning direction. The optimization of the experimental procedure led to the formation of polysilicon films with large grains up to several hundred microns long and tens microns in width. Such materials are of great interest to electronic and photovoltaic devices.

The objective of this study is analysing the characteristics of five different solar cell technologies regarding their efficiency, fill factor, cost and environmental impacts and comparing their improvement records over years considering their efficiency. The five solar cell technologies of interest are amorphous silicon, monocrystalline silicon, polycrystalline silicon, cupper indium gallium selenide thin film and cadmium telluride thin film. The structure and manufacturing process of each of cell technologies were discussed. The study was conducted by the aid of available scientific reports regarding the electrical characteristics of different solar cell technologies. The extracted information regarding efficiency rate and fill factor was analysed using graphs and significant findings are discussed. The five technologies are also compared regarding their cost and ease of fabrication and their impacts on environment and recycling challenges. The result of this study is suggesting the most promising technology that may be the optimal option for further investment and research.

The efficiency of multicrystalline (mc) silicon solar cells depends strongly on the fraction of recombination active crystal defects. This work focuses on a systematic analysis of how the area fraction of recombination active crystal defects and thus the solar cell efficiency is af-fected by the grain structure of mc-silicon wafers, i.e. grain size, grain orientation and type of the grain boundaries between adjacent grains. For that purpose a new characterization method was developed which allows the measurement of the grain orientation and grain boundary type of full 156x156 mm² mc-silicon wafers. The results of the grain structure analysis were correlated with the etch pit density, the recombination active area fraction measured by photo-luminescence imaging, and the solar cell efficiency in order to quantify the most important features of the grain structure, which were relevant to obtain high quality mc-silicon wafer material. For the determination of the grain orientation and grain boundary type two metrology sys-tems were combined. The so-called grain detector determines the geometrical data of each grain (size and form) by a reflectivity measurement. Afterwards the wafer with the geomet-rical information of all grains is transferred into the so-called Laue Scanner. This system irra-diates each grain larger 3 mm² with white x-rays and creates a backscatter diffraction pattern (Laue pattern) for each grain. From this Laue pattern the grain orientation and the grain boundary type of neighboured grains is calculated and statistically analysed in combination with the geometrical data of the grain detector. In this work the grain structure of twelve industrially grown mc-silicon bricks, which were produced by different manufacturers, and two laboratory grown bricks were investigated. Seven of these bricks show a fine grain structure. This material named class F is considered to be typical for so-called High Performance Multi (HPM) silicon. The other bricks show a coarse-grained structure. This grain structure was called class G and corresponds to the con-ventional mc-silicon material. The results show that the grain structures of the start of the crystallization process differ sig-nificantly between class F and class G. The class F mc-silicon wafers have a uniform initial grain size (characterized by coefficient of variation CV¬KG < 2.5) and grain orientation (charac-terized by coefficient of variation CVKO < 1.5) distribution with a small mean grain size (< 4 mm²) and a high length fraction of random grain boundaries (> 60 %) in comparison to the class G wafers. Despite the totally different initial grain structure for the class F and class G bricks, the grain structure of the wafers which represent the end of the crystallization process is more or less comparable. It can be concluded that the development of the grain structure along the crystal height of the class F bricks is driven by an energy minimization due to the surface energy and the grain boundary energy, that means that the share of (111) oriented grains having the lowest surface energy and the share of ∑3 grain boundaries having the lowest interface energy increase from the start of crystallization to the end. This phenomenon could not be observed for the class G bricks, which show a decreasing ∑3 length fraction and a decreasing area fraction of {111} oriented grains. This energetically unfavourable grain structure development is not clear so far but it means another kind of energy minimization effect must exist within class G. This could be for instance the formation of dislocations. The grain structure investigations show clearly that especially the initially fine-grained struc-ture of the class F bricks, i.e. at the start of crystallization, influences beneficially the area fraction of recombination active defects and the solar cell efficiency subsequently. This ob-servation can be explained as follows. Reduced dislocation cluster formation: • The small grain sizes in combination with the low length fraction of ∑3 grain bounda-ries capture the dislocations within a grain. Dislocations are not able to move across the grain boundaries which have not the ∑3-type within moderate stress and tempera-ture fields. This prohibits the formation and expansion of large dislocation cluster. • The previously described energetically driven grain selection and the continuously in-creasing grain size from bottom to top leads to an overgrowth of grains. This means that also dislocated grains will disappear which also prohibits the formation of large dislocation cluster. Reduced possibility of dislocation formation: • Compared to the class G bricks the area fraction of {111} oriented grains is reduced. Therefore, the possibility of the formation of dislocations is reduced, because they would be activated first in {111} oriented grains taking the Schmidt factor in account which is lowest for {111} oriented grains. After the dislocation generation within a {111} oriented grain, the dislocation can move forward on 3 of 4 possible {111} slip planes which have an angle of 19.5° with regard to the growth direction. No other ori-entation has more slip planes for the dislocation movement which have an angle smaller 20° with regard to the growth direction. These arguments in combination with the high reproducibility of the characteristic initial class F structure can explain the observed low recombination active area fraction from start to end of crystallization which was smaller 5 % and especially the low variation of 2 % of the electrical active wafer area in between the class F bricks. One can also easily explain the higher recombination active area fraction up to 14 % and the large variation of 10 % between the class G bricks due to the obtained grain structure data. These differences in the recombination active area fractions are reflected in the solar cell efficiency which is 0.4 % higher for the class F bricks compared to the class G bricks. In consideration of the above mentioned reasons it is not beneficial for the industrial ingot production technology to increase the ingot height further, due to the fact that the advanta-geous initial grain structure properties of class F bricks disappear with increasing crystal height.:Abstract 1. Einleitung 1.1 Photovoltaik 1.2 Stand der Technik 1.2.1 Blockerstarrung von multikristallinem Silizium 1.2.2 Kornorientierungsbestimmung 1.3 Zielsetzung und Gliederung der Arbeit 2. Grundlagen 2.1 Silizium 2.1.1 Elektrische Eigenschaften 2.1.2 Oberflächenenergien des Siliziums 2.2 Kristalldefekte in multikristallinem Silizium 2.2.1 Versetzungen 2.2.2 Korngrenzen 2.2.3 Wechselwirkung zwischen Versetzungen und Korngrenzen 3. Mess- und Auswertemethodik 3.1 Detektion der Körner 3.1.1 Aufbau und Funktionsweise 3.1.2 Definition der Kenngrößen 3.1.3 Fehlerbetrachtung 3.2 Detektion der Kornorientierungen und Korngrenztypen 3.2.1 Theoretische Betrachtung 3.2.2 Aufbau und Funktionsweise 3.2.3 Definition der Kenngrößen 3.2.4 Fehlerbetrachtung 3.3 Detektion der Ätzgrubendichte 3.3.1 Aufbau und Funktionsweise 3.3.2 Definition der Kenngrößen 3.3.3 Fehlerbetrachtung 3.4 Detektion des rekombinationsaktiven Flächenanteils 3.4.1 Aufbau und Funktionsweise 3.4.2 Definition der Kenngrößen 3.4.3 Fehlerbetrachtung 3.5 Korrelation der rekombinationsaktiven Kristalldefekte mit der Kornorientierung 4. Probeninformation 5. Ergebnisteil 5.1 Korngrößenverteilung 5.1.1 Säulenklassifizierung 5.1.2 Klasse F Säulen 5.1.3 Klasse G Säulen 5.2 Kornorientierungsverteilung 5.2.1 Klasse F Säulen 5.2.2 Klasse G Säulen 5.3 Korngrenztypverteilung 5.3.1 Klasse F Säulen 5.3.2 Klasse G Säulen 5.4 Ätzgrubendichte 5.4.1 Klasse F Säulen 5.4.2 Klasse G Säulen 5.5 Rekombinationsaktiver Flächenanteil 5.5.1 Klasse F Säulen 5.5.2 Klasse G Säulen 5.6 Korrelation der Ergebnisse 5.6.1 Mittlere Korngröße und Variationskoeffizient vs. rekombinationsaktiver Flächenanteil 5.6.2 Korngrenztyplängenanteil vs. rekombinationsaktiver Flächenanteil 5.6.3 Kornorientierung vs. rekombinationsaktiver Flächenanteil 5.6.4 Ätzgrubendichte vs. rekombinationsaktiver Flächenanteil 6. Diskussion der Ergebnisse 6.1 Einfluss des Kristallzüchtungsprozesses auf die Korngrößen-, die Kornorientierungs- und Korngrenztypverteilung 6.2 Einfluss der Kornstruktur auf den elektrisch aktiven Defektanteil 6.3 Einfluss der Kornorientierung auf den elektrisch aktiven Defektanteil 6.4 Einfluss der Kornstruktur auf die elektrische Aktivierung von Versetzungsclustern 6.5 Einfluss der Verunreinigungen auf die Solarzelleneffizienz 7. Zusammenfassung und Ausblick Verwendete Abkürzungen und Symbole Literaturverzeichnis Veröffentlichungen Betreute studentische Arbeiten Danksagung