由于太阳电池很容易将来自诸如太阳光源的容易获取的能量转换成 电能，它们被广泛地应用，以操作电驱动器件，例如，计算器，计算机 和家用加热器。图1示出了组成常规硅太阳电池10的层状堆积的横截面 视图。常规硅太阳电池10典型包括夹在p-型基极层18和n-型层16之间 的p-n结24，位于受照(前)表面11的附近。在此使用的术语“受照表 面”指的是在太阳电池被使用或处于操作状态时暴露于光能的常规太阳 电池的表面。因此，术语“非受照表面”指得是在受照表面对面的表面。 p-n结24的基本结构包括重掺杂(大约1020cm-3)n-型发射极层(n+) 16，其处于或靠近受照表面11并放置在适度掺杂(大约1015cm-3)p-型 基极层(p)18上。常规太阳电池的商品化实施方案典型包括一个选择的 抗反射层14和形成在p-型基极层18和p-型硅接触22之间的p+层20。
p-n结24距n+发射极层16的顶面的典型深度据测为大约0.5μm。 为了易于收集p-n结24两端侧面上产生的少数载流子，浅前p-n结24 是所需的。穿透p-型基极层18并被基极层18吸收的每个光子将其能量 交给处于束缚态(共价键)的电子从而使其自由。这些可移动的电子和 其离开后留下的共价键中的空穴(这些空穴也是可移动的)组成从太阳 电池流出的电流的电势元素。为了有助于该电流，电子和空穴不能复合， 而是被附加在p-n结24上的电场所隔离。如果出现这种现象，电子将移 向n-型硅接触12并且空穴将移向p-型硅接触22。
为了有助于太阳电池的电流，光生少数载流子(在n+发射极层中的空 穴和p-型基极层中的电子)应该存在足够长的时间，使得它们能够扩散 移向收集它们的p-n结24。少数载流子在未被多数载流子复合之前可移 动的平均距离称作少数载流子扩散长度。少数载流子扩散长度主要取决 于诸如硅晶体中缺陷(即复合中心)的浓度和硅中掺杂原子浓度的因素。 随着缺陷或掺杂原子的浓度的增加，少数载流子扩散长度减小。因此， 在重掺杂n+发射极层16中的空穴的扩散长度远远小于适度掺杂p-型基极 层18中的电子的扩散长度。
本领域中技术人员将认识到n+发射极层16几乎是“失效层”，因为 产生在发射极层16中的少数载流子在未被复合而消失的情况下很少能够 扩散到p-n结24。基于各种原因，希望使n+发射极层16尽可能浅或靠 近发射极16的表面。举例来说，浅发射极层允许相对较少的光子被吸收 在n+发射极层16中。此外，由此产生在n+发射极层16中的光生少数载 流子发现它们足够靠近p-n结24，以具有被收集的适当机会(扩散长度 ≥结深度)。
遗憾的是，在常规太阳电池中，n+发射极层的深度被限制，不能为所 需的那样浅。来自发射极接触12的金属，特别是那些由丝网印刷和培烧 形成的金属，可穿透p-n结24并使其破坏或退化。在p-n结24中的金 属的存在使结“短路”或“分路”。因此，尽管为了增加由电池产生的 电流需要浅和轻度掺杂n+发射极层16，然而在实际上，n+发射极层16 相对较深并比所需的更加重掺杂，以避免分路p-n结24。因此，在常规 太阳电池中，n+发射极层16的深位置损害了由电池产生的电流量。

需要一种太阳电池的结构及其制作方法，该太阳电池具有高的少数载 流子长度，消除了p-n结的分路并不损害产生的电流量。
一方面，本发明提供一种太阳电池，包括：包括n-型电导率的掺杂 原子并被受照表面和非受照表面限定的基极层，当所述太阳电池暴露于 光能时，所述受照表面具有照射到其上的所述光能，并且所述非受照表 面在所述受照表面的对面；包括铝合金接触并充当p-型电导率层的背面 发射极层；以配置在所述基极层的所述非受照表面和所述背面层之间的 p-n结层，其中所述背面发射极层是覆盖所述非受照表面的绝大部分的一 个不间断层。
根据本发明的上述太阳电池，还包括重掺杂n-型层，其配置在基极层 的受照表面附近。
根据本发明的上述太阳电池，其中重掺杂n-型层包括磷原子。
根据本发明的上述太阳电池，还包括抗反射层，其配置在重掺杂n- 型层的附近。
根据本发明的上述太阳电池，还包括金属接触，其烧制通过抗反射膜 以到达重掺杂n-型层。
根据本发明的上述太阳电池，其中金属接触包括银并充当基极层的欧 姆接触。
根据本发明的上述太阳电池，其中金属接触具有1μm至20μm的厚 度。
根据本发明的上述太阳电池，其中空穴通过所述基极层的扩散长度稍 微小于基极层的厚度。
根据本发明的上述太阳电池，其中空穴通过所述基极层的扩散长度基 本等于所述基极层的厚度。
根据本发明的上述太阳电池，其中空穴通过基极层的扩散长度超过基 极层的厚度。
根据本发明的上述太阳电池，其中n-型基极层是使用从由定向凝固的 铸硅结晶，边缘限定薄膜馈送生长，线带生长，Czochralski，浮区， Bridgeman和蔓状晶生长法组成的组选出一种技术制作的。
根据本发明的上述太阳电池，其中n-型基极层为蔓状晶硅层。
根据本发明的上述太阳电池，其中n-型基极层具有在大约5Ω-cm和 大约100Ω-cm之间的电阻。
根据本发明的上述太阳电池，其中n-型基极层具有大约20Ω-cm的电 阻。
根据本发明的上述太阳电池，其中n-型基极层的厚度在大约30μm 和大约200μm之间。
根据本发明的上述太阳电池，其中n-型基极层的厚度大约为100μm。
根据本发明的上述太阳电池，其中铝合金层充当发射极层的非受照表 面的自对准接触。
根据本发明的上述太阳电池，其中铝合金层是铝-硅共熔金属层。
根据本发明的上述太阳电池，其中铝-硅共熔金属层具有在大约1μm 和大约30μm之间的厚度。
根据本发明的上述太阳电池，其中铝合金层基本覆盖基极层的非受照 表面。
根据本发明的上述太阳电池，其中铝合金层部分地覆盖基极层的非受 照表面。
根据本发明的上述太阳电池，其中铝合金层以分段的形式部分覆盖基 极层的非受照表面，相互交叉的n-型金属接触被配置在分段的铝合金层 的间隔中。
根据本发明的上述太阳电池，还包括邻近金属接触的重掺杂n-型层， 以便于连接到基极层上。
根据本发明的另一方面，提供一种太阳电池的制作方法，包括：提供 基极层，所述基极层具有n-型电导率并被受照表面和非受照表面限定， 当所述太阳电池暴露于光能时，所述受照表面具有照射到其上的所述光 能，并且所述非受照表面在所述受照表面的对面。在与所述基极层的所 述非受照表面相同的一侧制作p-型电导率的发射极层，以提供重掺杂的 p-型发射极层和所述n-型基极层和所述p-型发射极层之间的p-n结。其 中制作所述发射极层包括在所述基极层的所述非受照表面上提供铝层， 将所述铝层与所述基极层的至少一部分相熔合从而将所述基极层的该部 分转化到所述发射极层中，并且其中所述重掺杂的p-型发射极层是覆盖 所述非受照表面的绝大部分的一个不间断层。
根据本发明的上述方法，其中所述的提供基极层包括使用从由 Czochralski，浮区，Bridgeman，定向凝固的铸硅结晶，定边喂膜生长 法(EFG)，线带生长和蔓状晶生长法组成的组中选出的一种技术，制 作n-型电导率的单晶硅衬底。
根据本发明的上述方法，其中所述的提供基极层包括使用蔓状晶生长 法制作n-型电导率的单晶硅衬底。
根据本发明的上述方法，其中所述的制作所述发射极层包括：在所述 基极层的所述非受照表面上提供铝层；以及将来自所述背面的所述铝熔 合至少一部分的所述基极层，以将所述基极层的所述部分转换成所述发 射极层。
根据本发明的上述方法，其中基极层包括硅并且所述合金形成发射极 层，其包括作为p-型掺杂剂的铝原子和发射极层背面的自对准接触层， 该发射极层包括铝-硅合金。
根据本发明的上述方法，其中所述的提供铝包括在基极层的非受照表 面一侧上丝网印刷铝。
根据本发明的上述方法，其中所述合金是在大约700℃和大约1000℃ 之间的温度下实现的。
根据本发明的上述方法，其中所述合金是通过维持所述温度在大约1 分钟和大约30分钟之间的时间内而实现的。
根据本发明的上述方法，其中基极层的受照表面是通过具有大约0.1 μm和大约1μm之间厚度的磷掺杂层钝化的。
根据本发明的上述方法，还包括形成抗反射层，其优选包括形成在磷 掺杂层上的二氧化钛或氮化硅。
根据本发明的上述方法，其中n-型接触被形成在基极层的上面，以提 供基极层的欧姆接触。
根据本发明的上述方法，其中n-型金属接触被形成在基极层的下面， 以提供基极层的欧姆接触。
根据本发明的上述方法，其中所述的提供铝层包括提供铝，使得形成 在所述合金中的所述铝合金层基本上覆盖发射极的背面。
根据本发明的上述方法，其中所述的提供铝层包括提供部分覆盖基极 层的非受照表面的铝层，使得所述合金形成发射层，其以分段的形式覆 盖基极层的非受照表面。
根据本发明的上述方法，还包括形成互相交叉的n-型金属接触，其被 配置在分段的铝合金层的间隔中。
根据本发明的上述方法，还包括用介电层基本钝化基极层全部的暴露 受照和非受照表面。
联系附图，本发明的这些和其他特征将详细描述在下面本发明的详细 描述中。

通过附图中的实施例加以说明本发明，而不是通过限制加以说明。
图1示出了常规太阳电池的横截面示意图。
图2示出了根据本发明实施方案的太阳电池的横截面示意图。
图3A-3D示出了根据本发明实施方案的图2中的太阳电池的各种制作 步骤。
图4示出铝合金背结蔓状晶太阳电池的测量的I-V曲线图。
图5示出了铝合金背结蔓状晶太阳电池的内量子效应图。
图6示出了根据本发明另一实施方案的太阳电池的横截面示意图，在 太阳电池的背面有部分金属覆层。
图7示出了根据本发明另一实施方案的太阳电池的横截面示意图，该 电池与基极层的接触以相互交叉的方式位于电池的背面。

将参考如在附图中说明的目前优选实施方案详细描述本发明。在下面 的描述中，陈述许多特别的细节以提供本发明的完全理解。然而，对本 领域中的熟练技术人员来说，很明显可在没有一些或全部这些特别细节 时执行本发明。在其他情况中，未描述公知的处理步骤和/或结构，以便 不必防碍本发明的叙述。
对于特定掺杂浓度，少数载流子电子扩散长度(即p-型硅中的电子) 通常不同于少数载流子空穴扩散长度(即n-型硅中的空穴)，记住这一 点是非常重要的。这种差别取决于作为复合中心的晶体缺陷的本质。例 如，在蔓状晶硅中，主要缺陷为成核在位错核上的氧化硅沉淀。氧化硅 沉淀和周围硅之间的界面带有正电荷，这是由于这两种材料的原子结构 的失配。负电荷的少数载流子电子被吸引到上述的正电荷界面上。上述 的缺陷可捕捉并固定电子，直到许多多数载流子空穴中的一个被该缺陷 漂移，从而电子可在复合过程中落入该空穴中。
从而本发明认识到对于太阳电池的衬底层，为得到较高的少数载流子 扩散长度，n-型掺杂比p-型掺杂理想。具有n-型电导率的太阳电池衬底 需要n-型基极层。因此，使用n-型基极层和包含硼的在照射端的发射极 层制作p-n结，对于p-型掺杂剂是实际的选择。
不幸的是，由于形成硼-硅化合物，硼扩散经常留下污染的硅表面。如 此的污染严重地降低了太阳电池的表面特性。依靠另外的和不想要的处 理步骤，诸如污染表面的热氧化继之以热氧化物的化学清除可除去硼污 染。因此，根据本发明的结论，对于n-型掺杂比p-型掺杂给出较高少数 载流子扩散长度的硅材料，前p-n结的需要性被p-型发射极层的硼污染 的存在而抵消。
参考图1，商品化的太阳电池10具有n+pp+结构。通常使用磷扩散制 作n-型发射极层16(其中污染不是问题)，硅衬底被掺杂为p-型，背硅 表面20典型掺杂p+以提高与接触金属层22的欧姆接触。欧姆接触具有 低电阻。形成在欧姆接触两端的电压与流经接触的电流具有线形关系。 相反，形成在整流接触两端的电压与流经该接触的电流具有非线形关系。 可使用铝-硅合金以提供p+掺杂和背金属接触。比较重要的是，商品化的 太阳电池10具有位于电池前面的p-n结24。因此，如上所述，n+发射极 层16不得不比所需的要深，以避免分路前结。如果具有n-型掺杂的优越 少数载流子扩散长度的硅材料被用于前p-n结，p-型发射极层被硼掺杂是 实际的。如上所述，硼掺杂给出污染的表面，降低了电池的特性并且只 能用另外的和不想要的处理方法清除掉。
因此，本发明提供位于太阳电池后端的p-n结。图2示出了根据本发 明实施方案的太阳电池层叠110，其具有位于后端的p-n结(靠近基极层 的非受照表面)，因此前金属接触112分路p-n结是不可能的。由于铝 可选择为硅p+层中的掺杂剂，同样铝分路该结也是不可能的。
太阳电池层叠110包括n-型电导率的基极层118，其被受照表面(前 或顶表面)126和非受照表面(背或底面)128所限定。靠近受照表面126 的一部分基极层118被浅n+层116钝化，层116典型通过磷扩散到硅层 中形成。因此，该实施方案实现了常规n+层的优点而且并不遭受硼污染。 任选的抗反射(AR)覆层114被放置在n+层116之上。如果该层如图2 所示的那样存在，银接触112烧制穿过层114以到达n+硅层116的表面。
p-n结124形成在非受照表面128或基极层118和铝掺杂硅层120之 间的界面上，在本发明的太阳电池层叠中层120起p+发射极层的作用。 在铝熔合硅时形成的铝-硅共熔金属层122被放置在p+层120的下面，以 用作与p+发射极层120的自对准接触。值得注意的是硼掺杂不出现在图 2的太阳电池结构中，使得没有硼掺杂损害前表面的特性。
p-n结放置在电池110的背面是图2中是太阳电池110的独特特点。 应当记住其他当前的硅太阳电池设计没有应用上述的铝合金背面结。此 外，由于p-n结124位于电池110的背面，n+层116的深度与分路(shunting) 没有真实的关系。
根据实施方案，n-型基极层118是蔓状带硅晶体，其具有通常在大约 5Ω-cm和大约100Ω-cm之间，优选大约20Ω-cm的电阻。蔓状带硅衬 底晶体的厚度通常在大约30μm和大约200μm之间，优选为大约100 μm。在该实施方案的一种实施中，电池110为了以实际能量转换效率程 度运转，在n-型基极层118中的空穴扩散长度稍微小于基极层118的厚 度。然而在一种优选的实施中，空穴扩散长度基本等于基极层118的厚 度，并且更优选地超过基极层118的厚度。
将p-n结定位在电池的背面而不是靠近电池的前面对于本领域的普通 技术人员来说是违反直觉的。由于每单位深度上吸收的光子数量随着光 子从受照表面朝向背面移动而减小，通常是希望将p-n结放置在电池前 面的附近。例如，大约52％的入射光子被吸收在距受照表面第一5μm 的基极层中，而大约10％被吸收在第二5μm深的薄片中，大约6％被吸 收在第三5μm的薄片中。事实上，大约75％的入射光子被吸收在基极 层的上30μm中。
由于光子的吸收导致电子-空穴对的产生，并且由于该电子-空穴对的 少数载流子成员扩散到结上以被收集，将p-n结放置在受照表面的附近 是合理的。根据经验，超过距结一个扩散长度形成的那些少数载流子将 不被收集，因此对太阳电池光电流没有贡献。
图3A-3D示出了根据本发明实施方案的在制作方法不同阶段形成的 重要中间太阳电池结构。在使用已知的常规技术，例如切克劳斯基法 (Czochralski)，浮区法，布里奇曼法(Bridgeman)，边缘限定薄膜 馈送生长(EFG)，线带生长(string ribbon growth)，被定向凝固的铸造 硅晶体化法，和枝蔓生长法，制作n-型电导率的单晶硅衬底时，可开始 本发明方法已阐明的实施方案。然而，在优选实施方案中，可执行蔓状 晶生长技术以生产n-型单晶衬底。
参考图3A，n-型单晶用作基极层218，在该层下面接着形成太阳电池 的p-n结。在下一步骤，使用半导体和太阳电池领域中的技术人员熟知 的扩散方法可在基极层218的上面形成重掺杂n-型层216(在此后指称 “n+层”)。根据本发明的实施方案，包含磷的层被施加到基极层218 的顶表面上，并且磷原子被从热源驱赶到基极层218中。磷层优选来自 丝网印刷的浆或来自液体掺杂剂，热源为快速热处理(RTP)单元或带 式炉(belt furnace)，其温度维持在大约750℃和大约1050℃之间，优 选为大约950℃。在这些温度下，扩散时间通常为大约30秒至大约30 分钟之间，优选为大约5分钟。结果，形成磷掺杂的n+钝化层，其通常 具有大约0.1μm至大约1μm之间的厚度，优选为0.3μm，薄层电阻通 常为大约10Ω/平方至大约200Ω/平方之间，优选为大约40Ω/平方。
另一方面，在另一实施方案中，基极层218的顶表面受到磷离子注入， 并且靠近基极层顶表面的一部分转变成n+层216。
根据另一实施方案，基极层218被透明介电层钝化，该介电层具有明 显的正或负电荷。在该实施方案的一种实施中，基极层被钝化，以一个 具有热生长的二氧化硅层，其厚度在大约50和大约500之间，优选 为大约150。在该实施方案中，可在快速热处理单元中执行基极层218 的钝化，该热处理单元的温度通常在大约800℃和大约1050℃之间，优 选为大约1000℃。执行上述温度处理的时间通常在大约30秒和大约30 分钟之间，优选为50秒。不管n+层怎样被钝化，或它是否被钝化，在本 领域中的普通技术人员将认识到在形成n+层216完结时，高-低结(n+n) 形成在基极层218的顶部。
然后抗反射层214可沉积在n+层216的顶部，如图3B所示。举例来 说，执行氮化硅的等离子体增强化学气相沉积(PECVD)或二氧化钛的 常压化学气相沉积(APCVD)，以形成抗反射层214。
接下来，可应用常规技术以在基极层218的底面或非受照表面上沉积 铝层222。根据本发明的一种实施方案，通过将纯铝浆丝网印刷到基极层 218的底面上沉积铝。在该实施方案的一种实施中，通过丝网印刷铝层 222沉积在电池的几乎全部背面上，厚度通常在大约5μm至大约30μm 之间，优选为大约15μm。然后在辐射加热带式炉加热局部已制作的太 阳电池，温度保持在高于大约577℃的铝-硅共熔温度的合适温度，例如， 其通常在大约700℃和大约1000℃之间，并优选为800℃，加热保持足够 长的时间，例如，通常在大约0.1分钟和大约10分钟之间，并优选为2 分钟，以制作至少一些来自层222的铝和基极层218的合金。在合金制 作过程中，在带式炉中的处理温度是足够高的，使得铝可有效地溶解硅。 在上述高温下，厚度近似为三分之一铝层的一部分基极层被有效溶解， 以形成图3C中的p+层220。举例来说，在大约800℃，15μm厚的铝层 222溶解5μm部分的硅基极层。因此，p+层220为掺杂铝的硅，并且接 触层222为以重量计的共熔成分88％的铝和以重量计的12％的硅的合 金。
如下文所述制作p+发射极。随着硅的冷却，其继续固化或生长在下面 的硅上，并且结合合适数量的铝掺杂剂，近似为每立方厘米大约1018和 大约1019铝原子量级之间。铝原子的浓度显著小于硅原子的浓度，硅原 子的浓度大约为10000倍大，为每立方厘米大约5×1022原子。如图3C 所示，在层冷却后，通过液相外延靠近非受照表面的一部分基极层218 被转换成重掺杂p-型层220(在此后称为“p+层”)。一些被溶解的硅变 成一部分铝-硅共熔层222。未被铝溶解的硅用作模板，用于在其外延重 长时重构硅晶体。
铝-硅共熔金属层222是良好的半导体(具有低电阻)，并用作太阳电 池的自对准金属接触。铝-硅共熔金属层222的厚度通常在大约1μm和 大约30μm之间，并优选为15μm。
图3D示出了在沉积金属接触和烧制通过任选的抗反射层之后产生的 结构。举例来说，银层被丝网印刷在n+层216上，以格栅图案的形式覆 盖大约7％的前表面。可以通过丝网印刷沉积银，其厚度通常在大约5μ m和大约20μm之间，优选为大约10μm。然后由此部分制作的太阳电 池结构通过带式炉，其温度通常保持在大约700℃和大约900℃之间，优 选为760℃。电池通过炉子运转的时间是短暂的，以避免容许银浆中的杂 质扩散进硅中。在本发明的一种实施方案中，电池通过炉子的时间在大 约在0.1分钟和大约10分钟之间。然而在一个优选实施方案中，该时间 为大约40秒。银欧姆接触212到n+层216的厚度通常在大约1μm和大 约20μm之间，优选为10μm。如果沉积任选的抗反射层，那么银层被 烤制通过该层。这两种操作都可以(有或没有抗反射层)在辐射加热带 式炉中进行。本发明的制作步骤实现高生产量和低成本生产。
图4描述了I-V曲线，其示出了对于具有本发明的全背面金属覆层的 铝合金背面结蔓状晶硅太阳电池，大约12.5％的光能对电能的转化效率。 应用以得到如图4所示数据的太阳电池具有大约100μm的标称厚度和大 约25cm2的面积。其他参数包括大约为28.2m A/cm2的短路电流密度， 大约0.595V的开路电压，和大约0.747的填充因子。曲线的弯点示出了 最大功率点，在该点的Vmp为大约0.480V，Imp为大约0.653A。
图5描述了图4的太阳电池的光谱反射率(实心三角形)510，外部 量子效率(空心正方形)512，和内部量子效率(实心正方形)514。测 量的反射率指出大约47％的长波长(＞950nm)的光被从背面上的铝-硅 共熔金属层上反射出。然后这些反射的光第二次穿过硅并增加了总效率。 使用一维有限元素模型PC1D对内部量子效率的计算指出在电池基极中 的大约200μm的空穴扩散长度。这是电池厚度的两倍，是得到较好性能 所需的。内部量子效率曲线在大约500nm至800nm的范围中具有正斜率， 指出p-n结在电池的背面，这也是值得注意的。在常规太阳电池中，内 部量子效率曲线将显示出负斜率，指出p-n结在电池的前面。
图6示出了根据本发明另一实施方案的太阳电池层状堆积300，其与 图2的太阳电池110基本相似，除了太阳电池300只具有一部分转变为 p-型层并覆有金属的背面。因此，太阳电池300被称为在背面具有“部 分”金属覆层，与具有“全部”金属覆层的图2所示的太阳电池110相 反，其全部的背面覆有金属。图6的部分金属覆层设计消除了薄电池的 弯曲，这是由从大约577℃的低共熔温度冷却时硅和铝-硅共熔金属层之 间的不同热收缩产生的。所述弯曲有时发生在使用全背面金属覆层时， 记住这一点是很重要的。分段的金属也减小了铝的成本。在背面的金属 岛之间的暴露n-型基极层表面330可被钝化，以得到相当的能量转换效 率。举例来说，可在铝合金化步骤之后，通过在大约1000℃的快速热处 理单元中保持大约50秒生长大约115厚度的热氧化物，执行钝化步骤。 在初步尝试中可不应用抗反射层。对于具有丝网印刷金属但不具有抗反 射层的25cm2的蔓状晶硅电池，得到高达大约6.8％的效率。具有抗反射 层的期望效率为大约9.9％。
图7描述了根据本发明的另一实施方案的太阳电池层状堆积400，其 与图6的太阳电池300基本相似，除了太阳电池400具有以相互交叉形 式存在的从电池前面移动到电池背面的n-型基极层上的n-型接触412。
图7示出的结构具有通过接触将前表面遮蔽减小至零的额外优点。也 希望一个组件中的互联电池更简单地具有电池背面上的两个接触，由此 可使用表面装配技术。可在单独步骤中形成邻近银接触412的n+区域 424。换句话说，如果使用自掺杂接触金属，例如银-锑合金，而不是纯银， n-型掺杂剂的源本身可为接触材料。这种类型的原型蔓状晶硅太阳电池 具有丝网印刷的金属，二氧化钛抗反射层和大约2.5cm2的面积，并具有 大约10.4％的效率。
值得注意的是尽管按照硅晶体衬底和铝描述本发明，但是不能应用其 他相似的衬底和导体材料是没有理由的。此外，因此可理解已描述新型 结构和制作铝合金背面结太阳电池的方法。本领域中的技术人员应当理 解，即使给出在此的示教，也将看到存在许多的方案和等价物，其包含 在此公开的本发明中。结果，本发明并不被先前实施方案所限制，而只 被权利要求限定。