Cellules solaires flexibles à base de plaquettes de silicium pliables aux bords émoussés

Nature volume 617, pages 717–723 (2023)Citer cet article

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Les cellules solaires flexibles ont un grand potentiel de marché pour les applications photovoltaïques intégrées dans les bâtiments et l'électronique portable, car elles sont légères, antichocs et auto-alimentées. Les cellules solaires au silicium ont été utilisées avec succès dans les grandes centrales électriques. Cependant, malgré les efforts déployés depuis plus de 50 ans, il n'y a pas eu d'avancées notables dans le développement des cellules solaires flexibles en silicium en raison de leur rigidité1,2,3,4. Nous fournissons ici une stratégie pour fabriquer des plaquettes de silicium pliables à grande échelle et fabriquer des cellules solaires flexibles. Une plaquette de silicium cristallin texturé commence toujours à se fissurer au niveau des canaux pointus entre les pyramides de surface dans la région marginale de la plaquette. Ce fait nous a permis d'améliorer la flexibilité des tranches de silicium en émoussant la structure pyramidale dans les régions marginales. Cette technique d'émoussage des bords permet la production commerciale de cellules solaires au silicium à grande échelle (> 240 cm2) et à haut rendement (> 24 %) qui peuvent être enroulées de la même manière qu'une feuille de papier. Les cellules conservent 100 % de leur efficacité de conversion de puissance après 1 000 cycles de flexion latérale. Après avoir été assemblées en grands modules flexibles (>10 000 cm2), ces cellules conservent 99,62 % de leur puissance après un cyclage thermique entre −70 °C et 85 °C pendant 120 h. De plus, ils conservent 96,03% de leur puissance après 20 min d'exposition au flux d'air lorsqu'ils sont attachés à un sac à gaz souple, qui modélise le vent soufflant lors d'un violent orage.

Le silicium est l'élément semi-conducteur le plus abondant de la croûte terrestre ; il est transformé en wafers pour fabriquer environ 95 % des cellules solaires du marché photovoltaïque actuel5. Cependant, ces cellules sont cassantes et se fissurent sous contrainte de flexion, ce qui limite leur utilisation à grande échelle pour des applications flexibles. À l'heure actuelle, les cellules solaires à couche mince fabriquées à partir de silicium amorphe, de Cu(In,Ga)Se2, de CdTe, de composés organiques et de pérovskites présentent une flexibilité6,7,8,9, mais leur utilisation est limitée en raison de leur faible rendement de conversion de puissance (PCE), libération de matières toxiques dans l'environnement, performances inférieures dans le cas de grandes surfaces et de conditions de fonctionnement instables. Par conséquent, de nombreuses cellules solaires flexibles disponibles n'ont pas attiré de clients et la plupart des entreprises qui les fabriquaient ont cessé leurs activités. Dans cette étude, nous proposons une méthode d'ingénierie morphologique pour fabriquer des plaquettes de silicium cristallin pliable (c-Si) pour la production commerciale à grande échelle de cellules solaires avec une efficacité remarquable.

Notre premier objectif était de fabriquer des plaquettes c-Si pliables avec une forte capacité de récupération de la lumière. La réduction de l'épaisseur d'une plaquette peut améliorer sa flexibilité10, mais il existe un compromis entre l'épaisseur et l'efficacité de récupération de la lumière car c-Si est un semi-conducteur avec une bande interdite optique indirecte. En utilisant l'élimination des dommages à la scie11, nous avons réduit l'épaisseur d'une plaquette de 160 μm à 60 μm. Bien que la plaquette ait commencé à présenter une flexibilité similaire à celle d'une feuille de papier (Fig. 1 supplémentaire), elle n'était pas adaptée à la fabrication de cellules solaires car plus de 30 % de la lumière solaire incidente était réfléchie par sa surface brillante12. La texturation chimique des pyramides à micro-échelle sur des surfaces c-Si a été largement utilisée comme stratégie efficace pour réduire la réflectivité à moins de 10 % en raison du piégeage de la lumière lambertienne13. Cependant, lorsque des forces de flexion étaient appliquées à de telles tranches texturées, la contrainte maximale se situait dans les canaux pointus entre les pyramides, comme observé dans la simulation avec le module de mécanique des solides dans COMSOL Multiphysics (Extended Data Fig. 1a). Ce résultat était cohérent avec une image in situ obtenue à l'aide de la microscopie électronique à transmission (TEM), dans laquelle la contrainte de flexion accumulée dans les canaux entre les pyramides sous une charge de flexion typique exercée par un micromanipulateur (Extended Data Fig. 2). D'autres simulations ont révélé qu'une légère augmentation du rayon du canal (Rp) de 0 μm à 2, 3 μm entraînait une réduction rapide de la contrainte maximale de 0, 25 MPa à 0, 016 MPa (Extended Data Fig. 1b). Mais ce traitement émoussé a augmenté la réflectivité à plus de 30% (Fig. 2 supplémentaire), ce qui était défavorable à la récolte de lumière. Cela a été confirmé par des simulations optiques des dispositifs, dans lesquelles les tranches émoussées présentaient un antireflet et un piégeage de la lumière inférieurs (Fig. 3 supplémentaire).

Ensuite, nous avons utilisé une caméra vidéo ultra-rapide pour étudier le processus de fissuration d'une plaquette. Comme le montre la figure 3 des données étendues, la caméra a enregistré une longue fracture dans les instantanés pris à 113, 132 et 151 μs (flèches jaunes). Si nous supposons que la fissuration commence à partir d'un point sur le bord (cercle), alors les vitesses de propagation de la fissure peuvent être estimées à partir de l'évolution de la longueur de la fracture à 33,2, 33,6 et 33,0 m s−1, respectivement. La cohérence de ces valeurs a conforté notre hypothèse. De plus, la caméra a enregistré trois particules de silicium éjectées du bord de la plaquette (flèches rouges) ; leurs positions initiales coïncidaient avec le point auquel la fissuration s'est amorcée. Cette preuve supplémentaire a confirmé que la fissuration a commencé au bord de la plaquette, ce qui explique pourquoi la plupart des fissures linéaires dans les images d'électroluminescence commencent à partir des bords des cellules solaires en silicium14 (Fig. 4 supplémentaire).

Sur la base des caractéristiques de fissuration discutées ci-dessus, nous avons envisagé d'émousser les canaux pointus dans la région marginale au lieu de toute la tranche pour améliorer la flexibilité des tranches de silicium (Fig. 1a). Les résultats des tests de flexion en trois points de la figure 1b montrent que les traitements d'émoussement des bords de 15 s et 30 s ont augmenté le déplacement vertical de la plaquette au moment de la fissuration de 1, 92 mm à 3, 20 mm et 3, 86 mm, respectivement. Conformément à ces résultats, après que la région marginale d'environ 2 mm de large d'une plaquette texturée de 60 μm a été émoussée pendant 0, 30 et 90 s dans une solution à 10 vol% HF: 90 vol% HNO3, le rayon de courbure critique (Rb) au moment de fissuration a considérablement diminué de 15,2 ± 2 mm (cette étude) ou 21,4 ± 2 mm (réf. 15) à environ 4,0 mm, ce qui s'est approché de la limite théorique de 0,72 mm (Fig. 1c). Comme prévu, nous pourrions plier la plaquette autour de son centre avec Rb = 4,0 mm (Fig. 1c, encadré) et la secouer vigoureusement comme une feuille de papier souple (Vidéo supplémentaire 1). L'amélioration de la flexibilité a également été soutenue par des simulations atomistiques : la fissuration de la plaquette non traitée a commencé sous une contrainte de chargement de 9,3 %, mais cette valeur a rapidement augmenté à 17,3 % (Vidéos supplémentaires 2 à 5) même lorsque les canaux pointus étaient émoussés à un niveau très élevé. petit Rp de 15,81 nm.

a, images SEM d'une plaquette c-Si texturée. Les pyramides pointues dans la région marginale ont été éliminées efficacement par une solution acide. b, Courbes charge-déplacement vertical (F-D) de tranches c-Si texturées de 140 μm, dans lesquelles les régions marginales ont été émoussées dans une solution à 10 % en volume de HF : 90 % en volume de HNO3 pendant 0, 15 et 30 s. c, Wafers c-Si texturés (60 μm) avec des pyramides en surface. Leur rayon de courbure (Rb) au moment de fissuration est tracé en fonction du temps d'émoussement dans une solution 10 vol% HF:90 vol% HNO3. À titre de comparaison, les valeurs de Rb de tranches de c-Si texturées15 et quasi-planaires de 60 μm sont présentées. Nous avons également calculé le Rb théorique d'une tranche de c-Si de 60 μm comme Rb = Ed/2σ, où E, d et σ sont respectivement le module d'élasticité, l'épaisseur de la tranche et la limite d'élasticité en traction. Encart, plaquette texturée de 60 μm de taille 15,6 cm × 15,6 cm, dans laquelle la région marginale a été émoussée pendant 90 s dans la solution acide.

Pour comprendre la flexibilité des tranches de c-Si illustrées à la figure 1c, nous avons cassé deux tranches en appliquant des forces de flexion pour connaître les morphologies des surfaces de fracture. L'image obtenue par microscopie électronique à balayage (SEM) de la plaquette non traitée sur la figure 2a montre une surface de clivage plate, tandis que l'image SEM de la plaquette émoussée sur la figure 2b montre une surface de fracture avec plusieurs sites de clivage et une haute densité de microfissures , ce qui est également évident dans l'image du faisceau ionique focalisé par étapes (FIB) de la surface de fracture (Fig. 5 supplémentaire). Dans la vue agrandie de la surface de fracture avec plusieurs sites de clivage (Extended Data Fig. 4), nous avons observé de grandes fissures se propageant le long de chemins compliqués dans des régions plus profondes de la plaquette émoussée (flèches jaunes) et quelques encoches irrégulières (flèches roses), qui étaient en bon accord avec les simulations atomistiques (Extended Data Fig. 5). À une profondeur d'environ 500 nm sous la surface supérieure (flèches blanches), des lignes de cisaillement secondaires (flèches rouges) ont été générées dans une direction différente de celle des fissures dominantes (flèches jaunes ; Données étendues Fig. 4). Ces caractéristiques ont indiqué le développement d'un état de contrainte complexe au cours du processus de fissuration, qui était similaire à la restauration de la déformabilité du verre métallique fragile réalisée en déclenchant des bandes de cisaillement secondaires16. Physiquement, ces processus de clivage cahoteux consommaient plus d'énergie avant le début de la fissuration ; ainsi, ils ont expliqué le comportement robuste qui a fourni une protection contre le pliage violent (Fig. 1c).

a,b, Morphologie de la surface de fracture d'une plaquette avec des pyramides pointues (a) et rondes (b). Les lignes roses marquent les emplacements où la surface supérieure de la fracture a été protégée et soulevée pour les observations TEM à l'aide d'un FIB. c,d, images STEM-HAADF haute résolution montrant l'arrangement atomique à une profondeur de dizaines d'atomes vus le long de la direction [001] à partir de la surface de fracture de la plaquette avec des pyramides pointues (c) et rondes (d), dans lesquelles une couche protectrice de carbone a été déposée sur la surface de fracture. Les régions GPA sont mises en évidence par des carrés en pointillés. e,f, Répartition des déformations du réseau élastique dans la direction x (e) et la direction y (f) de la plaquette avec des pyramides pointues. g,h, Distribution des déformations du réseau élastique dans la direction x (g) et la direction y (h) de la plaquette avec des pyramides rondes. Les flèches blanches marquent la grande déformation de dilatation. Les valeurs positives et négatives représentent respectivement l'expansion et la contraction du réseau. La direction x est parallèle et la direction y est perpendiculaire aux surfaces de rupture marquées respectivement en a et b. Barres d'échelle, 5 μm (a,b); 5 nm (c-h).

À l'aide d'un TEM corrigé de l'aberration sphérique, nous avons analysé les déformations du réseau sous la surface de fracture. Après avoir déposé une couche de carbone protectrice sur la surface de fracture fraîche, nous avons obtenu des images à résolution atomique à l'aide de la microscopie électronique à transmission à balayage annulaire à champ sombre (HAADF-STEM) des tranches non traitées (Fig. 2c) et émoussées (Fig. 2d). . La surface de rupture rugueuse marquée par une ligne pointillée jaune sur la figure 2d indique que la plaquette émoussée a subi une déformation plus élastique et plastique pendant le processus de fissuration. Étant donné qu'une partie de la déformation du réseau causée par la distorsion du réseau pourrait être conservée dans des dizaines de couches atomiques sous la surface de fracture, nous avons pu analyser la déformation résiduelle comme un indicateur du mode de fissuration. La figure 2e, f montre les analyses de phase géométrique17 (GPA) de la zone sous la surface de fracture de la plaquette non traitée (Fig. 2c). Cette plaquette présentait une contrainte de traction générale dans la direction x et une contrainte de compression dans la direction y, mais présentait une contrainte de dilatation remarquable dans la direction y dans quelques couches atomiques de la surface supérieure. Ces caractéristiques se rapportaient à un mode de rupture fragile typique. En revanche, la figure 2g, h montre que la surface de fracture de la tranche émoussée présentait des variations de déformation de réseau plus importantes dans les directions x et y ; la grande déformation de dilatation est marquée par des flèches blanches. Cette caractéristique suggère qu'une fissuration complexe peut entraîner une expansion de réseau beaucoup plus importante. Ces découvertes prouvent que le comportement à la rupture des tranches c-Si peut être manipulé en ajustant la netteté des canaux entre les pyramides de surface, ce qui modifie l'état de contrainte et le mécanisme de déformation sous des charges de flexion. En conséquence, dans cette étude, le traitement d'émoussement a grandement atténué la fragilité intrinsèque de la plaquette de c-Si, ce qui a conduit à une transition du mécanisme de rupture d'une fracture de clivage fragile intrinsèque à une bande de cisaillement avec des marches et des fissures.

Ensuite, nous avons fabriqué les tranches de c-Si pliables en cellules solaires. Les cellules solaires au silicium industrielles les plus largement utilisées comprennent les cellules à émetteur et arrière passivées18, les cellules solaires à contact passivé par oxyde tunnel19 et les cellules solaires à hétérojonction en silicium cristallin amorphe20 (SHJ). Comme le montre la Fig. 6 supplémentaire, contrairement aux cellules d'émetteur et arrière passivées et aux cellules solaires de contact passivées à l'oxyde tunnel, qui ont des conceptions de structure asymétriques et sont chauffées à une température élevée de 800 ± 20 ° C, les cellules solaires SHJ ont une conception structurelle symétrique et sont cuits à basse température de 180 ± 5 °C. Par conséquent, la technologie SHJ est plus adaptée à la fabrication de cellules solaires flexibles car elle est exempte de déformation des bords causée par la contrainte interne pendant le processus de cuisson.

La figure 3a montre l'architecture des cellules solaires SHJ fabriquées ; leurs bords permettent de les rouler à plus de 360° (Fig. 3b). Les performances photovoltaïques des dispositifs 65 μm et 55 μm sont illustrées à la Fig. 3c. La densité de courant de court-circuit (Jsc), la tension en circuit ouvert (Voc), le facteur de remplissage (FF) et le PCE sont de 37,65 ± 0,09 mA cm−2, 0,752 ± 0,002 V, 82,40 ± 0,99 % et 23,31 ± 0,33 %, respectivement , pour le dispositif 65 μm. Les valeurs Jsc, Voc, FF et PCE correspondantes pour le dispositif de 55 μm sont de 37,59 ± 0,11 mA cm−2, 0,753 ± 0,001 V, 82,51 ± 0,39 % et 23,35 ± 0,13 %, respectivement. Ces PCE sont supérieurs à la valeur de 19,67 ± 0,34 % pour les cellules solaires SHJ flexibles fabriquées à l'aide de tranches quasi-planaires de 60 μm en raison des valeurs Jsc plus élevées de 65 μm (37,65 mA cm−2) et 55 μm (37,59 mA cm− 2) dispositifs comparés à celui de la plaquette de 65 μm (31,45 mA cm-2 ; Fig. 7 supplémentaire). Après avoir coiffé une couche antireflet MgF2 de 110 nm du côté exposé à la lumière du soleil, nous avons soumis une cellule flexible à un centre de test indépendant et obtenu un PCE certifié de 24,50 % pour une plaquette de 244,3 cm2 (Extended Data Fig. 6). Bien que cette valeur soit inférieure à celle (25,83 %) d'une cellule épaisse (Extended Data Fig. 7) car elle était affectée par la capacité de collecte de lumière inférieure de la tranche plus mince21, il s'agissait d'un PCE remarquable par rapport à celui de la cellule flexible actuelle. cellules solaires fabriquées à partir d'autres matériaux rentables. Cependant, compte tenu du Voc de 750 mV pour une tranche de 98 μm et du Voc implicite d'environ 760 mV pour les tranches de 40 μm22,23, le PCE dans ce travail devrait être encore amélioré grâce à une meilleure passivation de surface.

a, Schéma de l'architecture des cellules solaires SHJ utilisées dans cette étude. IWO, oxyde d'indium dopé au tungstène. b, Photographies d'une cellule solaire flexible SHJ de 15,6 cm × 15,6 cm. c, Jsc, Voc, FF et PCE de cellules solaires SHJ de 65 μm et 55 μm. Les lignes supérieures, les lignes inférieures, les lignes dans la boîte, les cercles et les boîtes représentent respectivement les valeurs maximales, les valeurs minimales, les valeurs médianes, les valeurs moyennes et les distributions de 25 à 75 %. d, Puissance normalisée de deux mini-modules testés en fonction de l'angle d'incidence de la lumière θ : un module rigide assemblé à partir d'une cellule SHJ 140 μm et un module souple assemblé à partir d'une cellule SHJ 60 μm. Ce dernier était attaché à un cylindre noir d'un rayon de 5 cm. La puissance théorique du module rigide était donnée par P(θ) = sin θ, tandis que celle du module flexible était donnée par P(θ) = 0,455 × [1 + sin θ]. Nous avons collecté des données expérimentales de 0° à 90° ; d'autres données de 90° à 180° ont été obtenues symétriquement en appliquant P(θ) = P(180° − θ). e, Évolution de la zone de dispositif des cellules solaires c-Si flexibles. f, rapport masse/puissance des modules SHJ bifaciaux, monofaciaux et flexibles testés dans des conditions standard, où mmodule et Pmodule sont la masse et la puissance des modules.

Deux mini modules ont été assemblés pour comparer leurs performances : un module rigide encapsulant une cellule SHJ de 140 μm et un module flexible encapsulant une cellule SHJ de 60 μm. Ce dernier était attaché à un cylindre noir d'un rayon de 5 cm. Leur puissance a été mesurée en fonction de l'angle d'incidence de la lumière (Fig. 3d). Bien que le module flexible ait montré une puissance inférieure à l'incidence normale (90°), sa production d'électricité intégrée de 0° à 180° était supérieure de 17 % à celle du module rigide. Étant donné que la tranche de 140 μm représentait environ 50 % du coût de l'appareil, l'utilisation d'une tranche de 60 μm a réduit le coût de production d'environ 29 %. Dans l'ensemble, la technologie flexible développée dans cette étude a réduit le coût actualisé de l'énergie d'environ 39 % (23 %) au niveau des cellules solaires (modules). De plus, ces dernières années ont vu une diminution rapide du diamètre des scies à fil diamanté d'environ 80 μm à 40 μm, qui peuvent couper avec succès des tranches de 115 ± 5 μm avec un rendement de produit élevé. La capacité à produire des tranches plus minces avec moins de perte de coupe devrait contribuer à réduire les émissions de CO2.

Extended Data Fig. 8 montre le développement rapide des cellules solaires flexibles au cours des deux dernières décennies2,15,24,25,26,27,28,29,30,31,32,33,34,35,36,37,38 . Notre appareil met en évidence une avancée dans le domaine de la recherche sur les cellules flexibles car la plupart des PCE rapportés sont inférieurs à 20%. Plus précisément, le PCE des cellules flexibles c-Si n'a cessé d'augmenter au cours des trois dernières années. Dans cette étude, nous avons obtenu des augmentations remarquables de la taille de l'appareil et du PCE de 4 cm2 et 23,27 % à 244,3 cm2 et 24,5 %, respectivement (Fig. 3e et Extended Data Figs. 6 et 8). La réalisation de cellules solaires c-Si flexibles de taille industrielle indique que la voie technologique démontrée ici est compatible avec une production commerciale standardisée. Au niveau du module, les modules SHJ flexibles sont exempts de verres lourds et de feuilles arrière (Figs. 8 et 9 supplémentaires), ce qui se traduit par un rapport masse/puissance extrêmement faible de 2,31 g W−1, bien inférieur au valeurs de 45,57 g W−1 et 82,93 g W−1 pour les modules solaires c-Si standard monofaciaux et bifaciaux, respectivement (Fig. 3f). Les modules SHJ flexibles démontrés dans cette étude peuvent résoudre le problème de charge rencontré dans le domaine de recherche en croissance rapide du photovoltaïque intégré au bâtiment et permettre aux modules solaires c-Si d'être fixés aux murs du bâtiment avec des surfaces plates ou courbes.

Enfin, nous avons étudié la stabilité de fonctionnement de la cellule (module) dans des conditions extrêmes. L'appareil présentait un petit Rb d'environ 8 mm (Fig. 10 supplémentaire). Les Jsc, Voc, FF et PCE de la cellule flexible (Fig. 4a) ont conservé 100% de leurs valeurs initiales après 1 000 cycles de flexion côte à côte. Dans chaque cycle, un bord était plié pour toucher le bord opposé; cette flexion a été maintenue pendant plus de 10 s. Les résultats pour les cycles de flexion dans la direction perpendiculaire sont présentés dans la Fig. 11 supplémentaire. Ces résultats étaient sensiblement différents de ceux obtenus pour la cellule solaire à pérovskite flexible (Extended Data Fig. 8), dans laquelle le PCE est passé de 21% à 17 % après les cycles de pliage. Cette diminution de PCE provient peut-être d'une défaillance structurelle aux joints de grains dans le film de pérovskite polycristallin.

a, Evolution des performances d'une cellule solaire flexible SHJ au cours d'un cycle de flexion. Dans chaque cycle, un bord était plié pour toucher le bord opposé; cette flexion a été maintenue pendant plus de 10 s. b, Un grand module solaire SHJ flexible (> 10 000 cm2) a été fixé à un sac à gaz souple. La pression à l'intérieur du sac à gaz était supérieure de 94,7 à 830 Pa à la pression atmosphérique. De l'air a été soufflé sur le module par un ventilateur pour modéliser un violent orage de 30 m s−1 pendant 20 min. c,d, La puissance du module (c) et des images d'électroluminescence (d) avant et après impact aérien continu pendant 20 min pour modéliser un violent orage. e, La puissance relative de cinq modules flexibles SHJ avant et après le cyclage thermique entre -70 ° C et 85 ° C pendant 120 h. Dans chaque cycle, les modules ont été maintenus à -70 °C pendant 1 h puis à 85 °C pendant 1 h.

Nous avons assemblé des cellules dans un module flexible de 10 009,94 cm2 et attaché ce module à un sac à gaz gonflé. Ensuite, nous avons utilisé un ventilateur puissant pour modéliser l'effet d'un vent soufflant à une vitesse de 30 m s−1 lors d'un violent orage39 (Beaufort numéro 11 : 28,5−32,6 m s−1 ; Fig. 4b et Vidéo supplémentaire 6). Après un impact d'air continu pendant 20 min, la perte de puissance relative n'était que de 3, 07% (Fig. 4c), ce qui était cohérent avec les changements négligeables dans les images d'électroluminescence (Fig. 4d). Cela suggère que le module flexible peut fonctionner de manière robuste dans des conditions de vibration, ce qui a également été validé par les cycles de vibration et les cycles de chute libre (Figs. 12 et 13 supplémentaires et Vidéos supplémentaires 7 et 8).

La nature légère des modules flexibles SHJ les rend adaptés à la recharge de véhicules aériens proches de l'espace40, dans lesquels la température peut atteindre −70 °C à une altitude de 20−75 km. Pour modéliser cela, nous avons cyclé les modules flexibles entre −70 °C pendant 1 h et 85 °C pendant 1 h. Après un cycle de température continu pendant 120 h, la perte de puissance relative moyenne n'était que de 0,32 % (Fig. 4e), ce qui montre que ces modules peuvent fonctionner en toute sécurité dans des conditions froides proches de l'espace ou au pôle Sud ou au pôle Nord, ainsi que dans les déserts pendant les étés chauds.

Bien que les résultats obtenus ici pour nos cellules soient prometteurs, ils ne sont pas suffisants pour garantir une stabilité constante dans des conditions de fonctionnement réelles dans lesquelles des facteurs de stress peuvent se produire simultanément. Ainsi, davantage de tests in situ doivent être effectués avant la production à grande échelle. Jusqu'à présent, nous avons installé nos modules SHJ flexibles sur des véhicules aériens sans pilote proches de l'espace (Extended Data Fig. 9) et sur le pôle Sud (Supplementary Fig. 14). Ils peuvent fournir de l'électricité de manière constante dans des conditions extrêmes et la puissance de sortie est parfois supérieure aux valeurs de conception, ce qui résulte probablement de la basse température41 et des caractéristiques bifaciales42,43.

Nous avons montré que les performances mécaniques d'un matériau ne sont pas exclusivement déterminées par sa structure en treillis au niveau atomique ; la symétrie à mésoéchelle joue également un rôle important. À l'heure actuelle, nous pouvons fabriquer plus de 60 000 cellules flexibles SHJ par jour avec un taux de fragmentation inférieur à 2 % dans notre ligne de production. Cela démontre une stratégie peu coûteuse pour la production commerciale de cellules solaires c-Si flexibles à haute performance. Cela pourrait conduire à une croissance notable du marché des cellules flexibles dans un proche avenir. De plus, le concept démontré ici s'applique, mais n'est pas limité, à la fabrication de cellules solaires ; il devrait également intéresser la communauté des chercheurs intéressés par les autres électroniques flexibles44,45,46.

Le module de mécanique des solides de COMSOL Multiphysics (v.5.6) a été utilisé pour simuler la contrainte d'une tranche de silicium bidimensionnelle avec une longueur et une épaisseur fixées respectivement à 1 cm et 60 μm. Le module de Young, le coefficient de Poisson et la masse volumique de la plaquette étaient de 130 GPa, 0,26 et 2,33 g cm-3, respectivement. La surface inférieure était texturée avec des pyramides allant de 5 μm à 8 μm de hauteur et l'angle initial entre les pyramides pointues adjacentes était de 71°. Trois points autour du milieu du côté supérieur de la plaquette ont été fixés et des forces de flexion de Fb = 1,2 mN ont été appliquées sur ses deux extrémités. La contrainte maximale de von Mises a été simulée en fonction du rayon du canal (Rp).

Un simulateur atomique/moléculaire massivement parallèle à grande échelle (LAMMPS)47 a été utilisé pour effectuer des simulations atomistiques du chargement en mode I sur des nanofilms c-Si avec des canaux pointus et ronds entre les pyramides de surface. Le potentiel de Tersoff48 a été utilisé pour décrire l'interaction interatomique entre les atomes de Si. Les échantillons simulés avaient une taille de 217,24 nm × 54,21 nm × 2,17 nm, contenant environ 1 150 000 atomes de Si orientés dans les directions [100], [010] et [001] par rapport aux axes x, y et z, respectivement. Le Rp des canaux entre les pyramides a été augmenté de 0 à 15,81 nm. Des conditions aux limites périodiques ont été imposées dans les directions y et z des systèmes de simulation. Le chargement en mode I a été effectué en étirant uniformément la boîte de simulation avec une vitesse de déformation de 5 × 108 s–1. Les processus de déformation colorés par la déformation de cisaillement de von Mises ainsi que les courbes contrainte-déformation des échantillons de simulation avec des encoches pointues et émoussées ont été enregistrés sous forme de vidéos. La fissuration de l'échantillon émoussé a débuté à une déformation de charge plus élevée de 17,3 % par rapport à celle de 9,3 % pour l'échantillon non traité. Ici, la simulation était qualitative car les valeurs de Rp étaient bien inférieures à celles des conditions expérimentales.

Un test de flexion in situ d'une feuille de c-Si a été réalisé sur un système TEM FEI Tecnai F30 à l'aide d'un support électrique de PicoFemto. La feuille de c-Si avait une taille de 6 μm × 12 μm × 70 nm, qui a été découpée à partir de la surface supérieure d'une plaquette avec des pyramides pointues à l'aide d'un système ThermoFisher Scios 2 FIB – SEM, suivie du dépôt d'un Pt film sur la surface pour protéger les pyramides acérées. Ensuite, la feuille de c-Si a été soudée sur un support FIB en cuivre d'un diamètre de 3 mm. Une pointe de tungstène a été utilisée pour entrer en contact avec le côté gauche de la feuille FIB c-Si ; le mouvement de la feuille a été contrôlé par un manipulateur piézo à une vitesse d'environ 0,01 nm s-1, pour appliquer une force de flexion sur le bord de la feuille c-Si avec une vitesse de déformation estimée de 10-3 s-1. Pour tous les processus de flexion, une tension de 300 kV avec un faible faisceau d'électrons a été utilisée dans le système TEM pour minimiser les effets potentiels du faisceau sur la déformation en flexion. La distribution des contraintes en temps réel a été enregistrée par une caméra à dispositif à couplage de charge à un taux de 20 images par seconde.

Les surfaces de fracture de deux tranches de 60 μm avec des canaux pointus et ronds entre les pyramides étaient protégées par une bicouche composée de films de carbone et de Pt. En particulier, un film de carbone d'une épaisseur de 100 nm a été déposé par pulvérisation magnétron (ISC150 T Ion Sputter Coater) pour une protection non destructive de la surface ; ensuite, les feuilles FIB-TEM ont été découpées à partir de la surface de fracture à l'aide d'un système ThermoFisher Scios 2 FIB – SEM. Les observations STEM-HAADF ont été menées à une profondeur de dizaines d'atomes à partir de ces surfaces de fracture sur un FEI Themis Z avec un correcteur d'aberration sphérique pour le système d'éclairage.

Les courbes charge-déplacement vertical (F-D) de tranches c-Si texturées de 4 cm × 2 cm × 140 μm ont été obtenues à l'aide d'un instrument commercial Discovery DMA 850 (Fig. 15 supplémentaire). Les régions marginales de ces tranches texturées ont été émoussées dans une solution à 10 % en volume de HF : 90 % en volume de HNO3 pendant 0, 15 et 30 s.

La distribution des contraintes élastiques dans les tranches de c-Si fracturées a été cartographiée à l'aide de GPA sur la base des images STEM individuelles à haute résolution. GPA, qui a été réalisé sur la base du formalisme donné dans la littérature17 et implémenté dans le Gatan Digital Micrograph en tant que plug-in, a été utilisé pour calculer les composantes dans le plan du tenseur de déformation symétrique εij. Des cartes de déformation ont été tracées par rapport à un réseau de référence interne basé sur g1 = (200) et g2 = (020) en utilisant des masques lorentziens d'un diamètre de 0,5 nm-1 (dans l'espace réciproque). Les déformations maximales et minimales ont été fixées dans la plage de 5 % à -5 %.

Des vues de dessus, des vues latérales et des surfaces de fracture de tranches de c-Si ont été observées à l'aide d'un SEM (HITACHI, SU8020). Les canaux pointus entre les pyramides de ces tranches ont été émoussés dans une solution de 10 vol% HF:90 vol% HNO3 pendant 0, 10, 20, 30, 40 et 90 s. Les concentrations de HF et HNO3 étaient de 49 % et 68 %, respectivement, dilués dans l'eau.

La réflectivité des tranches de c-Si de 300 à 1 200 nm a été caractérisée à l'aide d'un instrument UV-VIS-IR (PerkinElmer Lambda 950).

Nous avons utilisé le module d'ondes électromagnétiques de COMSOL Multiphysics (v.5.6) pour simuler les spectres de transmission, de réflexion et d'absorption. Un empilement d'une couche a-Si:H de 10 nm et d'une couche d'oxyde d'indium dopé au tungstène de 80 nm a été déposé sur une plaque de silicium de 60 μm. Cette structure était entourée d'air. Trois dalles de silicium ont été simulées ; leurs surfaces étaient planes, pyramidales (hauteur : 5 μm ; angle pyramidal : 71°) et arrondies (rayon : 2 μm). Pour les dalles de silicium non planes, l'épaisseur était la distance moyenne entre leurs limites. Les limites supérieure et inférieure de la région de simulation ont été définies comme conditions aux limites de Floquet. La longueur d'onde et l'angle d'incidence de la lumière ont été distribués de 300 à 1 200 nm et de 0° à 80°, respectivement. L'onde plane est entrée d'un côté de la dalle. L'indice de réfraction de l'air était de 1, tandis que les indices de réfraction des autres matériaux ont été analysés par ellipsométrie. La transmittance et la réflectance, définies comme le rapport de l'énergie de l'onde transmise et de l'onde réfléchie à celle de l'onde incidente, respectivement, ont été obtenues en intégrant le vecteur de Poynting. L'absorbance de l'ensemble de la structure (couche de silicium) était le rapport de l'énergie de dissipation dans l'ensemble de la structure (couche de silicium) à l'énergie de l'onde incidente.

L'imagerie à grande vitesse du processus de fissuration d'une tranche de c-Si de 60 μm avec des pyramides pointues a été étudiée à l'aide d'une caméra vidéo CMOS ultra-rapide Phantom V2511. Il a enregistré jusqu'à 100 000 images par seconde grâce à un microscope longue distance Leica Z16 APO. La résolution était d'environ 17,5 µm par pixel.

Les tranches de c-Si de type n de Czochralski ont été achetées à Sichuan Yongxiang. Leur épaisseur et leur résistivité électrique étaient respectivement de 160 μm et 0,3-2,1 Ω cm. Les dommages causés par la scie ont été éliminés dans une solution d'eau alcaline à 20,0 % en volume à 80 °C et la durée a été modifiée pour obtenir différentes épaisseurs de plaquette. Ensuite, les tranches ont été texturées dans une solution d'eau alcaline à 2, 1 % en volume à 80 ° C pendant 10 min pour former des pyramides à l'échelle microscopique sur les surfaces. Pour fabriquer des cellules solaires flexibles, la région marginale d'environ 2 mm de large de ces tranches texturées de 60 μm a été émoussée dans une solution à 10 vol% HF: 90 vol% HNO3 pendant 90 s à température ambiante. Toutes les tranches ont été nettoyées à l'aide d'un processus RCA standard pour éliminer les matières organiques et les ions métalliques. Ensuite, ils ont subi un nettoyage dans une solution aqueuse d'acide fluorhydrique à 2,0 % pendant 3 min pour graver l'oxyde de surface. La technologie créative c-Si mince développée précédemment a un grand potentiel pour les cellules solaires flexibles49,50 en raison de l'utilisation suffisante du matériau de silicium. Semblable au procédé par voie humide, une méthode à sec est également très efficace pour améliorer la flexibilité de la plaquette (Fig. 16 supplémentaire). La région marginale de la plaquette a été émoussée par un plasma de mélange (puissance, 120 W) d'ions argon et fluor pendant 30 min.

Dans un système de dépôt chimique en phase vapeur assisté par plasma (VHF-PECVD, IE Sunflower, OAK-DU-5 ; ULVAC CME-400), 5 nm ia-Si:H et 15 nm pa-Si:H, et 4 nm ia -Si:H et 6 nm na-Si:H ont été déposés sur les faces arrière et avant des tranches, respectivement, dans lesquelles les températures de traitement étaient de 200 ± 5 °C. Les couches ia-Si:H avaient une architecture bicouche ; la première couche a été développée en utilisant du SiH4 pur, tandis que la deuxième couche a été développée en utilisant du SiH4 dilué dans du H2 avec un rapport d'écoulement de 1:10. Un plasma H2 de 15 s a été utilisé pour améliorer la qualité de la passivation à l'interface de ia-Si:H et nc-Si. La densité de puissance, la pression de la chambre et le rapport de débit de gaz lors du dépôt de la couche de na-Si:H étaient de 33 mW cm-2, 80 Pa et [PH3]:[SiH4]:[H2] = 1,5:100:1 000, respectivement. La couche pa-Si:H avait également une architecture bicouche, pour laquelle la densité de puissance de dépôt, la pression de chambre et le rapport de débit de gaz étaient de 20/20 mW cm−2, 80/80 Pa et [B2H6]:[SiH4]:[H2 ] = 1:100:100/2:100:400, respectivement. L'oxyde d'indium dopé au tungstène a été déposé par dépôt de plasma réactif à 150 ° C et la cible était constituée de 1,0% de tungstène dissous dans une cible d'oxyde d'indium. Les barres omnibus et les doigts des électrodes ont été sérigraphiés sur les surfaces des dispositifs à l'aide d'une pâte d'argent à basse température, suivi d'un recuit en deux étapes à 150 ° C pendant 5 min et à 185 ° C pendant 30 min. Sur les côtés des cellules solaires certifiées SHJ exposées à la lumière du soleil, de fines barres omnibus ont été sérigraphiées et une couche de MgF2 de 110 nm a été déposée par évaporation par faisceau d'électrons pour améliorer l'efficacité de la collecte de la lumière.

Les caractéristiques courant-tension des cellules solaires SHJ (modules) ont été testées avec un simulateur solaire (Halm IV, ceitsPV-CTL2) et l'intensité lumineuse a été calibrée à l'aide d'une cellule de référence du National Renewable Energy Laboratory. Une cellule flexible de 60 μm a été testée indépendamment par l'Institut national de métrologie en Chine. Pour comparer la densité de courant, une cellule fragile de 140 μm a été testée indépendamment par ISFH CalTeC en Allemagne. Tous les appareils ont été testés sous un éclairage standard de 100 mW cm-2 à 25 °C.

Le bord d'une cellule solaire SHJ flexible de 60 μm a été plié pour toucher le bord opposé; cette flexion a été maintenue pendant plus de 10 s. La vitesse de pliage était d'environ 1000 mm min-1. Les Jsc, Voc, FF et PCE de cette cellule ont été testés avec un simulateur solaire pendant 1 000 cycles de flexion sous un éclairage standard de 100 mW cm−2 à 25 °C. L'essai de flexion a été effectué dans des directions verticales et parallèles à la direction des jeux de barres. Nous avons également surveillé la résistance de feuille de la couche d'oxyde d'indium dopé au tungstène de 80 nm sur un substrat c-Si quasi planaire de 60 μm pendant 500 cycles de flexion côte à côte (Fig. 17 supplémentaire).

Un module SHJ flexible de 1 260 mm × 860 mm a été installé sur une grande plate-forme vibrante, dans laquelle le module était soutenu par des supports métalliques d'une hauteur d'environ 3 cm. Le module vibrait dans la direction z, exprimée sous la forme Z(t) = Z0sin(2πt/T), où l'amplitude de vibration Z0 = 5 mm et la période de vibration T = 200 ms. Des images d'électroluminescence et la puissance de ce module flexible avant et après 18 000 périodes de vibration ont été obtenues.

Nous avons fabriqué un module de 5,4 kg, 520 mm × 520 mm à l'aide de nos cellules solaires flexibles SHJ, qui a été soumis 15 fois à une chute libre continue d'une hauteur d'environ 500 mm. Sa puissance a été enregistrée avant et après les cycles de chute libre.

Le cyclage thermique a été effectué entre -70 ° C et 85 ° C pendant 120 h. Dans chaque cycle, le module a été maintenu à -70 ° C pendant 1 h et à 85 ° C pendant 1 h.

Les cellules solaires flexibles SHJ ont été encapsulées dans un grand module (> 10 000 cm2), qui était attaché à un grand sac à gaz souple gonflé d'air pour supporter ce module flexible. La pression à l'intérieur du sac à gaz était supérieure de 94,7 à 830 Pa à la pression atmosphérique. Un ventilateur puissant a été utilisé pour souffler de l'air sur le module à une vitesse de vent de 30 m s−1 pour modéliser un violent orage (nombre de Beaufort 11 : 28,5−32,6 m s−1). Les images de puissance et d'électroluminescence de ce module avant et après impact continu par ce flux d'air pendant 20 min ont été obtenues.

De plus amples informations sur la conception de la recherche sont disponibles dans le résumé des rapports sur le portefeuille Nature lié à cet article.

Toutes les données générées ou analysées au cours de cette étude sont incluses dans l'article publié et ses informations supplémentaires.

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WL remercie J. Ren et J. Chen pour leur aide avec l'expérience de chute libre et le test de flexion en trois points, respectivement. WL reconnaît le soutien financier de la Fondation nationale des sciences naturelles de Chine (subvention n° 62004208) et de la Commission des sciences et de la technologie de la municipalité de Shanghai (subvention n° 22ZR1473200). LZ reconnaît le soutien financier de la Fondation nationale des sciences naturelles de Chine (subvention n° 62074153). BD reconnaît le soutien financier de la Fondation nationale des sciences naturelles de Chine (subvention n° 12102021). AH reconnaît le soutien financier de la Commission des sciences et de la technologie de la municipalité de Shanghai (subvention n° 19DZ1207602). YF reconnaît le soutien financier de la Fondation nationale des sciences naturelles de Chine (subvention n° 62022085). DL reconnaît le soutien financier du laboratoire de Zhangjiang. ZD reconnaît le soutien financier de la Fondation nationale des sciences naturelles de Chine (subvention no. 51925208).

Ces auteurs ont contribué à parts égales : Wenzhu Liu, Yujing Liu, Ziqiang Yang, Changqing Xu

Centre de recherche sur les nouvelles technologies énergétiques, Institut des microsystèmes et des technologies de l'information de Shanghai, Académie chinoise des sciences, Shanghai, Chine

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 et Zhengxin Liu

Université de l'Académie chinoise des sciences, Pékin, Chine

Wenzhu Liu, Xiaodong Li, Kai Jiang et Liping Zhang

Institute of Metals, College of Material Science and Engineering, Changsha University of Science and Technology, Changsha, Chine

Yujing Liu et Xiaochun Liu

Division des sciences physiques et de l'ingénierie, Université des sciences et technologies du roi Abdallah, Thuwal, Arabie saoudite

Ziqiang Yang et Sigurdur Thoroddsen

Division des sciences et de l'ingénierie informatiques, électriques et mathématiques, Université des sciences et technologies du roi Abdallah, Thuwal, Arabie saoudite

Changqing Xu

École des sciences physiques et de la technologie, ShanghaiTech University, Shanghai, Chine

Shenglei Huang et Lan Guo

Tongwei Solar Company, Chengdu, Chine

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

Institut de recherche sur l'information aérospatiale, Académie chinoise des sciences, Pékin, Chine

Guoning Xu, Yanchu Yang, Zhaojie Li et Rong Cai

Institute of Photovoltaics, Southwest Petroleum University, Chengdu, Chine

Jian Yu

UISEE Technologies, Shanghai, Chine

Jiajia Ling

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

Juin Peng

Institut de mécanique des solides, Université Beihang, Pékin, Chine

Liping Yu, Bin Ding et Yuan Gao

State Key Laboratory of Transducer Technology, Shanghai Institute of Microsystem and Information Technology, Chinese Academy of Sciences, Shanghai, Chine

Yanyan Fu

Key Laboratory of Wireless Sensor Networks and Communications of CAS, Shanghai Institute of Microsystem and Information Technology, Chinese Academy of Sciences, Shanghai, Chine

Wei He et Fengrong Li

École des sciences et de l'ingénierie des matériaux, Jiangsu Collaborative Innovation Center of Photovoltaic Science and Engineering, Université de Changzhou, Changzhou, Chine

Chanson Xin

Institut Paul Drude pour l'électronique à semi-conducteurs, Institut Leibniz, Berlin, Allemagne

Jingxuan Kang

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

Xinbo Yang

Centre de recherche interdisciplinaire, Institut de recherche avancée de Shanghai, Académie chinoise des sciences, Shanghai, Chine

Dongdong Li

Institut de recherche polaire de Chine, Shanghai, Chine

Zhechao Wang, Jie Li et Fuhai Wei

State Key Laboratory of Functional Materials for Informatics, Shanghai Institute of Microsystem and Information Technology, Chinese Academy of Sciences, Shanghai, Chine

Zengfeng Di

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WL a conçu l'idée, conçu les expériences globales, dirigé le projet et rédigé l'article. WL, X. Li, SH, JS, JD, AH, Yuhao Yang, HF, BF, G. Xing, YX et SL ont effectué l'optimisation des matériaux et des dispositifs. X. Liu et YL ont effectué la caractérisation et l'analyse TEM. ZY et ST ont effectué la caractérisation de la caméra vidéo CMOS ultra-rapide Phantom V2511. CX a effectué les simulations FEM. G. Xu, Yanchu Yang, Zhaojie Li, RC, QS et WL ont effectué les tests de stabilité du module. ZW, J. Li et FW ont collecté les données du pôle Sud. BD et YG ont effectué les simulations de dynamique moléculaire. YF, WH, FL, JY, QS, J. Ling, JP, LY, BD, KJ, Zhenfei Li, J. Li, XS, YZ, GW, LG, JK, DL et XY ont contribué à la caractérisation des matériaux et participé aux données interprétation. ZD et Z. Liu ont discuté des résultats et co-écrit l'article. WL, X. Liu, LZ, FM, ZD et Z. Liu ont supervisé ce projet. Tous les auteurs ont contribué à la discussion des résultats et à la révision de l'article.

Correspondance avec Wenzhu Liu, Xiaochun Liu, Liping Zhang, Fanying Meng, Zengfeng Di ou Zhengxin Liu.

L'Institut des microsystèmes et des technologies de l'information de Shanghai est en train de déposer une demande de brevet [202211090758.X] couvrant une méthode de fabrication de cellules solaires c-Si flexibles qui répertorie WL et Z. Liu comme inventeurs. JS, LZ, AH, JD, SL, HF, BF, G. Xing, YX, FM et Z. Liu. sont des employés de Tongwei Solar. J. Ling est un employé d'UISEE Technologies. Tous les autres auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

Nature remercie Bram Hoex, Robby Peibst et les autres évaluateurs anonymes pour leur contribution à l'évaluation par les pairs de ce travail.

Note de l'éditeur Springer Nature reste neutre en ce qui concerne les revendications juridictionnelles dans les cartes publiées et les affiliations institutionnelles.

a, simulation 2D d'une tranche de c-Si texturée dont la longueur et l'épaisseur ont été fixées à 1 cm et 60 μm, respectivement. Trois points près du milieu de la surface supérieure ont été fixés pour exclure le déplacement du corps rigide. Des forces verticales Fb = 1,2 mN ont été appliquées aux extrémités de la plaquette. La couleur vive indique que la majeure partie de la contrainte de von Mises était concentrée dans les canaux pointus entre les pyramides. b, La contrainte maximale de von Mises a été simulée en fonction du rayon du canal Rp, qui a été ajusté par un traitement d'émoussement dans une solution acide.

a, Un support de contrainte pour le test de flexion in situ pendant TEM. b, Une pointe en tungstène contrôlée par le piézomanipulateur a été utilisée pour manipuler le côté gauche de la feuille FIB c-Si. c, avant de charger la force de flexion, les contours de courbure ont été répartis de manière aléatoire sur la feuille de c-Si. d, Après avoir chargé la force de flexion, ces contours de courbure se sont accumulés dans les canaux pointus entre les pyramides (flèches blanches), indiquant que la plupart des contraintes se sont concentrées dans ces canaux pointus. Les carrés jaunes impliquaient que la plupart des contraintes se déplaçaient vers les canaux pointus à proximité après que la force de flexion ait été chargée. Ici, les franges sombres résultaient de déformations du réseau induites par le stress.

Photographies de fissuration d'une tranche de c-Si texturée de 60 μm sur une échelle de temps de 0 à 151 μs. Les flèches verticales pointent vers trois particules de silicium émises, tandis que les flèches latérales pointent vers le point final d'une fracture en évolution. Le cercle met en évidence le site d'initiation de la fissuration.

a, Surface de fracture d'une tranche de c-Si de 60 μm avec des canaux pointus entre les pyramides. b, Surface de fracture d'une plaquette de c-Si de 60 μm dont les canaux entre les pyramides ont été émoussés dans une solution à 10 vol% HF / 90 vol% HNO3 pendant 30 s. Les multiples sites de clivage dans la fracture consommaient plus d'énergie avant le début de la fissuration.

Avec l'augmentation de Rp de 0 à 15,81 nm, le trajet fracturé devient doublement plus tortueux à une déformation de 27,5 %. Certaines encoches irrégulières sont également observées, conformément aux résultats expérimentaux de la figure 4b des données étendues.

Certificat de résultats de test pour une cellule solaire SHJ flexible de 60 μm, dont la densité de courant de court-circuit était de 39,05 mA·cm−2 sous un éclairage AM1.5.

a, Certificat de résultats de test pour une cellule solaire SHJ fragile de 140 μm, dont la densité de courant de court-circuit était de 40,53 mA·cm-2 sous un éclairage AM1.5. b, Certificat de résultats de test pour une cellule solaire SHJ fragile de 140 μm avec réflecteur Ag sur la face arrière, dont la densité de courant de court-circuit était de 40,95 mA·cm-2 sous un éclairage AM1,5.

Les PCE émergents des cellules solaires flexibles dans la littérature. Les cycles de flexion ont diminué le PCE de la cellule pérovskite de 21% à 17%. À titre de comparaison, le PCE certifié dans cette étude d'une tranche de c-Si de 244,3 cm2 est également affiché. La ligne pointillée indique une limite d'efficacité de 20 %.

Nous avons installé des modules SHJ légers et flexibles sur un véhicule aérien sans pilote proche de l'espace qui a volé en toute sécurité à une hauteur de 20 km grâce aux caractéristiques des modules SHJ, qui comprenaient la légèreté, la flexibilité et la stabilité dans les environnements froids.

Ce fichier contient des figures supplémentaires. 1–17 et tableau supplémentaire 1.

Ce dossier compressé contient les rapports de certificat 1 à 3 et le rapport de test vibratoire. Les descriptions des quatre rapports sont également fournies.

Agiter une plaquette souple. On peut secouer violemment une tranche de silicium souple comme une feuille de papier souple.

Fissuration simulée d'une plaquette avec des pyramides pointues. Les simulations atomiques ont trouvé la fracture initiée sous une contrainte de chargement de 9,3 %. La surface de fracture était lisse.

Fissuration simulée d'une plaquette avec des pyramides émoussées (Rp = 5,27 nm). Les simulations atomiques ont trouvé la fracture initiée sous une contrainte de chargement de 12,0 %. La surface de fracture était légèrement rugueuse.

Fissuration simulée d'une plaquette avec des pyramides émoussées (Rp = 10,54 nm). Les simulations atomiques ont trouvé la fracture initiée sous une contrainte de chargement de 13,8 %. La surface de fracture est devenue beaucoup plus rugueuse, dans laquelle des encoches irrégulières ont été observées le long du chemin de fracture compliqué.

Fissuration simulée d'une plaquette avec des pyramides émoussées (Rp = 15,81 nm). Les simulations atomiques ont trouvé la fracture initiée sous une contrainte de chargement de 17,3 %. La surface de fracture était la plus rugueuse, dans laquelle des encoches irrégulières ont été observées le long du trajet de fracture le plus tortueux.

Impact d'un violent orage. Le module flexible SHJ a été emporté par un violent orage.

Cycles de vibrations. Le module flexible SHJ a été vibré dans le sens vertical.

Cycles en chute libre. Le module flexible SHJ a subi des cycles de chute libre.

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Réimpressions et autorisations

Liu, W., Liu, Y., Yang, Z. et al. Cellules solaires flexibles à base de plaquettes de silicium pliables aux bords émoussés. Nature 617, 717–723 (2023). https://doi.org/10.1038/s41586-023-05921-z

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Reçu : 24 août 2022

Accepté : 06 mars 2023

Publié: 24 mai 2023

Date d'émission : 25 mai 2023

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

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