Células solares flexibles basadas en obleas de silicio plegables con bordes romos

Nature, volumen 617, páginas 717–723 (2023)Citar este artículo

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Las células solares flexibles tienen un gran potencial de mercado para su aplicación en energía fotovoltaica integrada en edificios y dispositivos electrónicos portátiles porque son livianas, a prueba de golpes y autoalimentadas. Las células solares de silicio se han utilizado con éxito en grandes centrales eléctricas. Sin embargo, a pesar de los esfuerzos realizados durante más de 50 años, no ha habido avances notables en el desarrollo de células solares de silicio flexibles debido a su rigidez1,2,3,4. Aquí proporcionamos una estrategia para fabricar obleas de silicio plegables a gran escala y fabricar células solares flexibles. Una oblea de silicio cristalino texturizado siempre comienza a agrietarse en los canales afilados entre las pirámides superficiales en la región marginal de la oblea. Este hecho nos permitió mejorar la flexibilidad de las obleas de silicio al desafilar la estructura piramidal en las regiones marginales. Esta técnica de reducción de bordes permite la producción comercial de células solares de silicio de alta eficiencia (>24%) a gran escala (>240 cm2) que se pueden enrollar de manera similar a una hoja de papel. Las celdas retienen el 100 % de su eficiencia de conversión de energía después de 1000 ciclos de flexión de lado a lado. Después de ensamblarse en módulos flexibles grandes (>10 000 cm2), estas celdas retienen el 99,62 % de su potencia después de un ciclo térmico entre −70 °C y 85 °C durante 120 h. Además, conservan el 96,03 % de su potencia después de 20 minutos de exposición al flujo de aire cuando se conectan a una bolsa de gas suave, que modela el viento que sopla durante una tormenta violenta.

El silicio es el elemento semiconductor más abundante en la corteza terrestre; se transforma en obleas para fabricar aproximadamente el 95% de las células solares del mercado fotovoltaico actual5. Sin embargo, estas celdas son quebradizas y se agrietan bajo tensión de flexión, lo que limita su uso a gran escala para aplicaciones flexibles. En la actualidad, las células solares de película delgada hechas de silicio amorfo, Cu(In,Ga)Se2, CdTe, compuestos orgánicos y perovskitas presentan flexibilidad6,7,8,9 pero su uso es limitado debido a su baja eficiencia de conversión de energía (PCE), liberación de materiales tóxicos al medio ambiente, rendimiento inferior en el caso de grandes áreas y condiciones de operación inestables. Por lo tanto, muchas de las celdas solares flexibles disponibles no han atraído a los clientes y la mayoría de las empresas que las fabricaban han quebrado. En este estudio, proponemos un método de ingeniería de morfología para fabricar obleas plegables de silicio cristalino (c-Si) para la producción comercial a gran escala de células solares con una eficiencia notable.

Nuestro primer objetivo era fabricar obleas de c-Si plegables con una fuerte capacidad de captación de luz. Reducir el grosor de una oblea puede mejorar su flexibilidad10, pero existe una compensación entre el grosor y la eficiencia de captación de luz porque el c-Si es un semiconductor con una banda prohibida óptica indirecta. Mediante el uso de la eliminación de daños por sierra11, reducimos el grosor de una oblea de 160 μm a 60 μm. Aunque la oblea comenzó a exhibir una flexibilidad similar a la de una hoja de papel (Fig. 1 complementaria), no era adecuada para la fabricación de células solares porque más del 30 % de la luz solar incidente se reflejaba en su superficie brillante12. El texturizado químico de pirámides a microescala en superficies de c-Si se ha utilizado ampliamente como una estrategia eficiente para reducir la reflectividad a menos del 10 % debido al atrapamiento de luz lambertiano13. Sin embargo, cuando se aplicaron fuerzas de flexión a dichas obleas texturizadas, la tensión máxima se ubicó en los canales afilados entre las pirámides, como se observó en la simulación con el módulo de mecánica de sólidos en COMSOL Multiphysics (Datos extendidos Fig. 1a). Este resultado fue consistente con una imagen in situ obtenida mediante microscopía electrónica de transmisión (TEM), en la que la tensión de flexión se acumuló en los canales entre pirámides bajo una carga de flexión típica ejercida por un micromanipulador (Datos ampliados Fig. 2). Otras simulaciones revelaron que un ligero aumento en el radio del canal (Rp) de 0 μm a 2,3 μm condujo a una rápida reducción de la tensión máxima de 0,25 MPa a 0,016 MPa (datos extendidos, figura 1b). Pero este tratamiento de despuntado aumentó la reflectividad a más del 30% (Fig. 2 complementaria), lo que fue desfavorable para la recolección de luz. Esto fue confirmado por simulaciones ópticas de los dispositivos, en las que las obleas romas mostraron antirreflexión y captura de luz inferiores (Fig. 3 complementaria).

Luego, usamos una cámara de video de ultra alta velocidad para investigar el proceso de craqueo de una oblea. Como se muestra en la Fig. 3 de datos extendidos, la cámara registró una fractura larga en las instantáneas tomadas a 113, 132 y 151 μs (flechas amarillas). Si suponemos que la fisuración se inicia desde un punto en el borde (círculo), entonces las velocidades de propagación de la fisura pueden estimarse a partir de la evolución de la longitud de la fisura como 33,2, 33,6 y 33,0 m s−1, respectivamente. La consistencia de estos valores apoyó nuestra hipótesis. Además, la cámara registró la expulsión de tres partículas de silicio desde el borde de la oblea (flechas rojas); sus posiciones iniciales coincidieron con el punto en el que se inició el agrietamiento. Esta evidencia adicional confirmó que el agrietamiento se inició en el borde de la oblea, lo que explica por qué la mayoría de las grietas lineales en las imágenes de electroluminiscencia comienzan en los bordes de las celdas solares de silicio14 (Fig. 4 complementaria).

Sobre la base de las características de agrietamiento discutidas anteriormente, consideramos desafilar los canales afilados en la región marginal en lugar de toda la oblea para mejorar la flexibilidad de las obleas de silicio (Fig. 1a). Los resultados de la prueba de flexión de tres puntos en la Fig. 1b muestran que los tratamientos de despuntado de bordes de 15 s y 30 s aumentaron el desplazamiento vertical de la oblea en el momento de agrietamiento de 1,92 mm a 3,20 mm y 3,86 mm, respectivamente. De acuerdo con estos resultados, después de que la región marginal de aproximadamente 2 mm de ancho de una oblea texturizada de 60 μm se desafilara durante 0, 30 y 90 s en una solución de HF al 10 % en volumen: HNO3 al 90 % en volumen, el radio de curvatura crítico (Rb) en el momento de fisuración disminuyó considerablemente de 15,2 ± 2 mm (este estudio) o 21,4 ± 2 mm (ref. 15) a aproximadamente 4,0 mm, que se acercó al límite teórico de 0,72 mm (Fig. 1c). Como era de esperar, podríamos doblar la oblea alrededor de su centro con Rb = 4,0 mm (Fig. 1c, recuadro) y sacudirla vigorosamente como una hoja de papel flexible (Video complementario 1). La mejora en la flexibilidad también fue respaldada por simulaciones atomísticas: el agrietamiento de la oblea sin tratar se inició bajo una tensión de carga del 9,3 %, pero este valor aumentó rápidamente al 17,3 % (videos complementarios 2 a 5) incluso cuando los canales afilados se desafilaron a un nivel muy alto. pequeña Rp de 15,81 nm.

a, imágenes SEM de una oblea de c-Si texturizada. Las pirámides afiladas en la región marginal fueron eliminadas eficientemente por una solución ácida. b, Curvas de carga-desplazamiento vertical (F-D) de obleas de c-Si texturizadas de 140 μm, en las que las regiones marginales se despuntaron en una solución de HF al 10 % en volumen: HNO3 al 90 % en volumen durante 0, 15 y 30 s. c, obleas de c-Si texturizadas (60 μm) con pirámides en la superficie. Su radio de curvatura (Rb) en el momento de fisuración se representa en función del tiempo de despuntado en una solución de HF al 10 % en volumen:HNO3 al 90 % en volumen. A modo de comparación, se muestran los valores Rb de obleas de c-Si texturizadas15 y cuasiplanares de 60 μm. También calculamos el Rb teórico de una oblea de c-Si de 60 μm como Rb = Ed/2σ, donde E, d y σ son el módulo de elasticidad, el espesor de la oblea y el límite elástico a la tracción, respectivamente. Recuadro, oblea texturizada de 60 μm de tamaño 15,6 cm × 15,6 cm, en la que la región marginal se embotó durante 90 s en la solución ácida.

Para comprender la flexibilidad de las obleas de c-Si que se muestran en la Fig. 1c, rompimos dos obleas aplicando fuerzas de flexión para descubrir las morfologías de las superficies de fractura. La imagen obtenida por microscopía electrónica de barrido (SEM) de la oblea sin tratar en la Fig. 2a muestra una superficie de hendidura plana, mientras que la imagen SEM de la oblea roma en la Fig. 2b muestra una superficie de fractura con múltiples sitios de hendidura y una alta densidad de microgrietas. , que también es evidente en la imagen del haz de iones enfocado paso a paso (FIB) de la superficie de fractura (Fig. 5 complementaria). En la vista ampliada de la superficie de la fractura con múltiples sitios de escisión (Datos ampliados, Fig. 4), observamos grandes grietas que se propagaban a lo largo de caminos complicados en las regiones más profundas de la oblea roma (flechas amarillas) y algunas muescas irregulares (flechas rosas), que eran en buen acuerdo con las simulaciones atomísticas (Datos extendidos Fig. 5). Dentro de una profundidad de alrededor de 500 nm debajo de la superficie superior (flechas blancas), se generaron líneas de bandas de corte secundarias (flechas rojas) en una dirección diferente a la de las grietas dominantes (flechas amarillas; datos extendidos Fig. 4). Estas características indicaron el desarrollo de un estado de tensión complejo durante el proceso de fisuración, que fue similar a la restauración de la deformabilidad del vidrio metálico quebradizo logrado al desencadenar bandas de corte secundarias16. Físicamente, estos procesos irregulares de escisión consumían más energía antes del inicio del agrietamiento; por lo tanto, explicaron el comportamiento robusto que brindó protección contra el plegado violento (Fig. 1c).

a,b, Morfología de la superficie de fractura de una oblea con pirámides agudas (a) y redondas (b). Las líneas rosadas marcan las ubicaciones en las que se protegió la superficie superior de la fractura y se levantó para las observaciones TEM utilizando un FIB. c, d, Imágenes STEM-HAADF de alta resolución que muestran la disposición atómica a una profundidad de docenas de átomos vistos a lo largo de la dirección [001] desde la superficie de fractura de la oblea con pirámides afiladas (c) y redondas (d), en las que se depositó una capa protectora de carbono sobre la superficie de la fractura. Las regiones GPA están resaltadas por cuadrados discontinuos. e,f, Distribución de deformación de la red elástica en la dirección x (e) y la dirección y (f) de la oblea con pirámides afiladas. g,h, Distribución de deformación de la red elástica en la dirección x (g) y dirección y (h) de la oblea con pirámides redondas. Las flechas blancas marcan la gran tensión de dilatación. Los valores positivos y negativos representan la expansión y contracción de la red, respectivamente. La dirección x es paralela y la dirección y es perpendicular a las superficies de fractura marcadas en a y b, respectivamente. Barras de escala, 5 μm (a,b); 5 nm (c-h).

Usando TEM corregido por aberración esférica, analizamos las tensiones de la red debajo de la superficie de fractura. Después de depositar una capa protectora de carbono en la superficie de fractura fresca, obtuvimos imágenes de resolución atómica utilizando microscopía electrónica de transmisión de barrido de campo oscuro anular de alto ángulo (HAADF-STEM) de las obleas no tratadas (Fig. 2c) y romas (Fig. 2d) . La superficie de fractura rugosa marcada por una línea discontinua amarilla en la Fig. 2d indica que la oblea desafilada experimentó una tensión más elástica y plástica durante el proceso de agrietamiento. Debido a que parte de la deformación de la red provocada por la distorsión de la red podría conservarse en docenas de capas atómicas debajo de la superficie de fractura, podríamos analizar la deformación residual como un indicador del modo de fisuración. La Figura 2e,f muestra los análisis de fase geométrica17 (GPA) del área debajo de la superficie de fractura de la oblea sin tratar (Fig. 2c). Esta oblea mostró una tensión de tracción general en la dirección x y una tensión de compresión en la dirección y, pero mostró una tensión de dilatación notable en la dirección y dentro de unas pocas capas atómicas de la superficie superior. Estas características pertenecen a un modo de fractura frágil típico. Por el contrario, la Fig. 2g, h muestra que la superficie de fractura de la oblea roma tenía variaciones de tensión de red más grandes en las direcciones x e y; la gran tensión de dilatación está marcada por flechas blancas. Esta característica sugiere que el agrietamiento complejo puede resultar en una expansión de red mucho mayor. Estos hallazgos demuestran que el comportamiento de fractura de las obleas de c-Si se puede manipular ajustando la nitidez de los canales entre las pirámides de superficie, lo que modifica el estado de tensión y el mecanismo de deformación bajo cargas de flexión. Como consecuencia, en este estudio, el tratamiento de despuntado mitigó en gran medida la fragilidad intrínseca de la oblea de c-Si, lo que condujo a una transición del mecanismo de fractura de fractura intrínseca por escisión frágil a bandas de corte con escalones y grietas.

A continuación, transformamos las obleas plegables de c-Si en células solares. Las celdas solares de silicio industrial más utilizadas incluyen celdas traseras y emisoras pasivadas18, celdas solares de contacto pasivadas con óxido de efecto túnel19 y celdas solares de heterounión20 de silicio cristalino amorfo (SHJ). Como se muestra en la Fig. 6 complementaria, a diferencia de las células traseras y emisoras pasivadas y las células solares de contacto pasivadas con óxido de túnel, que tienen diseños de estructura asimétrica y se disparan a una temperatura alta de 800 ± 20 °C, las células solares SHJ tienen diseños estructurales simétricos y se cuecen a una temperatura baja de 180 ± 5 °C. Por lo tanto, la tecnología SHJ es más adecuada para la fabricación de células solares flexibles porque no presenta deformaciones en los bordes causadas por la tensión interna durante el proceso de encendido.

La Figura 3a muestra la arquitectura de las células solares SHJ fabricadas; sus bordes les permiten enrollarse a más de 360° (Fig. 3b). El rendimiento fotovoltaico de los dispositivos de 65 μm y 55 μm se muestra en la Fig. 3c. La densidad de corriente de cortocircuito (Jsc), voltaje de circuito abierto (Voc), factor de llenado (FF) y PCE son 37,65 ± 0,09 mA cm−2, 0,752 ± 0,002 V, 82,40 ± 0,99 % y 23,31 ± 0,33 %, respectivamente , para el dispositivo de 65 μm. Los valores correspondientes de Jsc, Voc, FF y PCE para el dispositivo de 55 μm son 37,59 ± 0,11 mA cm−2, 0,753 ± 0,001 V, 82,51 ± 0,39 % y 23,35 ± 0,13 %, respectivamente. Estos PCE son más altos que el valor de 19,67 ± 0,34 % para las células solares SHJ flexibles fabricadas con obleas cuasiplanares de 60 μm debido a los valores más altos de Jsc de 65 μm (37,65 mA cm−2) y 55 μm (37,59 mA cm− 2) dispositivos en comparación con el de la oblea de 65 μm (31,45 mA cm−2; Fig. 7 complementaria). Después de cubrir una capa antirreflectante de MgF2 de 110 nm en el lado expuesto a la luz solar, enviamos una celda flexible a un centro de pruebas independiente y obtuvimos un PCE certificado de 24,50 % para una oblea de 244,3 cm2 (datos extendidos, figura 6). Aunque este valor fue más bajo que el (25,83 %) de una celda gruesa (datos extendidos, Fig. 7) porque se vio afectado por la capacidad inferior de captación de luz de la oblea más delgada21, fue un PCE notable en comparación con el de la celda flexible actual. células solares fabricadas con otros materiales rentables. Sin embargo, considerando el Voc de 750 mV para una oblea de 98 μm y el Voc implícito de aproximadamente 760 mV para obleas de 40 μm22,23, el PCE en este trabajo debe mejorarse aún más mediante una mejor pasivación de la superficie.

a, Esquema de la arquitectura de las celdas solares SHJ utilizadas en este estudio. IWO, óxido de indio dopado con tungsteno. b, Fotografías de una celda solar SHJ flexible de 15,6 cm × 15,6 cm. c, Jsc, Voc, FF y PCE de células solares SHJ de 65 μm y 55 μm. Las líneas superiores, las líneas inferiores, las líneas en el cuadro, los círculos y los cuadros representan valores máximos, valores mínimos, valores medianos, valores medios y distribuciones del 25% al 75%, respectivamente. d, potencia normalizada de dos minimódulos probados en función del ángulo de incidencia de la luz θ: un módulo rígido ensamblado a partir de una celda SHJ de 140 μm y un módulo flexible ensamblado a partir de una celda SHJ de 60 μm. Este último estaba unido a un cilindro negro con un radio de 5 cm. La potencia teórica del módulo rígido viene dada por P(θ) = sen θ, mientras que la del módulo flexible viene dada por P(θ) = 0.455 × [1 + sen θ]. Recolectamos datos experimentales de 0° a 90°; otros datos de 90° a 180° se obtuvieron simétricamente aplicando P(θ) = P(180° − θ). e, Evolución del área de dispositivos de células solares c-Si flexibles. f, relación masa-potencia de módulos SHJ bifaciales, monofaciales y flexibles probados en condiciones estándar, donde mmodule y Pmodule son la masa y la potencia de los módulos.

Se ensamblaron dos minimódulos para comparar su rendimiento: un módulo rígido que encapsulaba una celda SHJ de 140 μm y un módulo flexible que encapsulaba una celda SHJ de 60 μm. Este último estaba unido a un cilindro negro con un radio de 5 cm. Su potencia se midió en función del ángulo de incidencia de la luz (Fig. 3d). Aunque el módulo flexible mostró una potencia menor en incidencia normal (90°), su generación eléctrica integrada de 0° a 180° fue 17% mayor que la del módulo rígido. Dado que la oblea de 140 μm representó aproximadamente el 50 % del costo del dispositivo, el uso de una oblea de 60 μm redujo el costo de producción en aproximadamente un 29 %. En general, la tecnología flexible desarrollada en este estudio redujo el costo nivelado de energía en aproximadamente un 39 % (23 %) a nivel de celda solar (módulo). Además, en los últimos años se ha visto una rápida disminución en el diámetro de las sierras de hilo de diamante de aproximadamente 80 μm a 40 μm, que pueden cortar con éxito obleas de 115 ± 5 μm con un alto rendimiento de producto. La capacidad de producir obleas más delgadas con menos pérdida de corte debería contribuir a reducir las emisiones de CO2.

Datos extendidos La Fig. 8 muestra el rápido desarrollo de las celdas solares flexibles durante las últimas dos décadas2,15,24,25,26,27,28,29,30,31,32,33,34,35,36,37,38 . Nuestro dispositivo destaca un avance en el campo de investigación de las celdas flexibles porque la mayoría de los PCE informados están por debajo del 20 %. Específicamente, el PCE de las celdas flexibles de c-Si ha aumentado continuamente durante los últimos tres años. En este estudio, logramos aumentos notables en el tamaño del dispositivo y el PCE de 4 cm2 y 23,27 % a 244,3 cm2 y 24,5 %, respectivamente (Fig. 3e y Datos extendidos Figs. 6 y 8). La realización de células solares c-Si flexibles de tamaño industrial indica que la ruta tecnológica demostrada aquí es compatible con la producción comercial estandarizada. A nivel de módulo, los módulos SHJ flexibles están libres de vidrios pesados y láminas traseras (Figs. 8 y 9 complementarias), lo que da como resultado una relación masa-potencia extremadamente pequeña de 2.31 g W−1 que es mucho menor que la valores de 45,57 g W−1 y 82,93 g W−1 para módulos solares c-Si monofaciales y bifaciales estándar, respectivamente (Fig. 3f). Los módulos SHJ flexibles demostrados en este estudio pueden abordar el problema de carga que se encuentra en el campo de investigación de rápido crecimiento de la energía fotovoltaica integrada en edificios y permitir que los módulos solares de c-Si se adhieran a paredes de edificios con superficies planas o curvas.

Finalmente, investigamos la estabilidad operativa de la celda (módulo) en condiciones extremas. El dispositivo exhibió un pequeño Rb de aproximadamente 8 mm (Fig. 10 complementaria). El Jsc, Voc, FF y PCE de la celda flexible (Fig. 4a) retuvieron el 100 % de sus valores iniciales después de 1000 ciclos de flexión de lado a lado. En cada ciclo, se doblaba un borde para tocar el borde opuesto; esta flexión se mantuvo durante más de 10 s. Los resultados de los ciclos de flexión en la dirección perpendicular se muestran en la Fig. 11 complementaria. Estos resultados fueron sustancialmente diferentes de los obtenidos para la celda solar de perovskita flexible (Datos extendidos Fig. 8), en la que el PCE disminuyó del 21% al 17 % después de los ciclos de plegado. Esta disminución en PCE posiblemente se originó por una falla estructural en los límites de grano en la película de perovskita policristalina.

a, Evolución del rendimiento de una celda solar SHJ flexible durante un ciclo de flexión. En cada ciclo, se doblaba un borde para tocar el borde opuesto; esta flexión se mantuvo durante más de 10 s. b, Un módulo solar SHJ flexible grande (>10 000 cm2) se adjuntó a una bolsa de gas blanda. La presión dentro de la bolsa de gas era 94,7-830 Pa mayor que la presión atmosférica. Un ventilador sopló aire sobre el módulo para modelar una tormenta violenta de 30 m s−1 durante 20 min. c, d, La potencia del módulo (c) y las imágenes de electroluminiscencia (d) antes y después del impacto continuo del aire durante 20 min para modelar una tormenta violenta. e, La potencia relativa de cinco módulos SHJ flexibles antes y después del ciclo térmico entre −70 °C y 85 °C durante 120 h. En cada ciclo, los módulos se mantuvieron a -70 °C durante 1 h y luego a 85 °C durante 1 h.

Ensamblamos las celdas en un módulo flexible de 10.009,94 cm2 y adjuntamos este módulo a una bolsa de gas inflada. Luego, usamos un ventilador potente para modelar el efecto del viento que sopla a una velocidad de 30 m s−1 durante una tormenta violenta39 (Número de Beaufort 11: 28,5−32,6 m s−1; Fig. 4b y Video complementario 6). Después de un impacto de aire continuo durante 20 min, la pérdida de potencia relativa fue solo del 3,07 % (Fig. 4c), lo que coincidía con los cambios insignificantes en las imágenes de electroluminiscencia (Fig. 4d). Esto sugirió que el módulo flexible puede operar de manera robusta en condiciones de vibración, lo que también fue validado por los ciclos de vibración y los ciclos de caída libre (Figuras complementarias 12 y 13 y Videos complementarios 7 y 8).

La naturaleza liviana de los módulos SHJ flexibles los hace adecuados para cargar vehículos aéreos del espacio cercano40, en los que la temperatura puede llegar a -70 °C a una altura de 20 a 75 km. Para modelar esto, ciclamos los módulos flexibles entre −70 °C durante 1 h y 85 °C durante 1 h. Después de ciclos continuos de temperatura durante 120 h, la pérdida de potencia relativa promedio fue solo del 0,32 % (Fig. 4e), lo que demuestra que estos módulos se pueden operar de manera segura en condiciones frías del espacio cercano o en el Polo Sur o el Polo Norte, así como en los desiertos durante los veranos calurosos.

Aunque los resultados obtenidos aquí para nuestras células son prometedores, no son suficientes para garantizar una estabilidad constante en condiciones operativas de la vida real en las que los factores estresantes pueden ocurrir simultáneamente. Por lo tanto, es necesario realizar más pruebas in situ antes de la producción a gran escala. Hasta ahora, hemos instalado nuestros módulos SHJ flexibles en vehículos aéreos no tripulados del espacio cercano (datos extendidos, Fig. 9) y en el Polo Sur (suplementario, Fig. 14). Pueden suministrar electricidad de forma constante en condiciones extremas y, en ocasiones, la potencia de salida es superior a los valores diseñados, lo que probablemente se deba a la baja temperatura41 y las características bifaciales42,43.

Mostramos que el comportamiento mecánico de un material no está determinado exclusivamente por su estructura reticular a nivel atómico; la simetría en la mesoescala también juega un papel importante. Actualmente, podemos fabricar más de 60,000 celdas SHJ flexibles diariamente con una tasa de fragmentación de menos del 2% en nuestra línea de producción. Esto demuestra una estrategia económica para la producción comercial de células solares c-Si flexibles de alto rendimiento. Esto podría dar lugar a un crecimiento notable del mercado de células flexibles en un futuro próximo. Además, el concepto demostrado aquí se aplica, pero no se limita, a la fabricación de células solares; también debería ser de interés para la comunidad de investigadores interesados en otra electrónica flexible44,45,46.

Se utilizó el módulo de mecánica de sólidos de COMSOL Multiphysics (v.5.6) para simular la tensión de una oblea de silicio bidimensional con una longitud y un grosor establecidos en 1 cm y 60 μm, respectivamente. El módulo de Young, la relación de Poisson y la densidad de masa de la oblea fueron 130 GPa, 0,26 y 2,33 g cm−3, respectivamente. La superficie inferior estaba texturizada con pirámides que oscilaban entre 5 μm y 8 μm de altura y el ángulo inicial entre pirámides afiladas adyacentes era de 71°. Se fijaron tres puntos alrededor del punto medio del lado superior de la oblea y se cargaron fuerzas de flexión de Fb = 1,2 mN en sus dos puntos finales. La tensión máxima de von Mises se simuló en función del radio del canal (Rp).

Se utilizó el paquete de simulador masivo atómico/molecular en paralelo a gran escala (LAMMPS)47 para realizar simulaciones atomísticas de carga de modo I en nanopelículas de c-Si con canales afilados y redondos entre pirámides de superficie. El potencial de Tersoff48 se utilizó para describir la interacción interatómica entre los átomos de Si. Las muestras simuladas tenían un tamaño de 217,24 nm × 54,21 nm × 2,17 nm y contenían aproximadamente 1 150 000 átomos de Si orientados a lo largo de las direcciones [100], [010] y [001] con respecto a los ejes x, y y z, respectivamente. El Rp de los canales entre las pirámides se incrementó de 0 a 15,81 nm. Se impusieron condiciones de contorno periódicas en las direcciones y y z de los sistemas de simulación. La carga de Modo I se realizó estirando uniformemente la caja de simulación con una velocidad de deformación de 5 × 108 s–1. Los procesos de deformación coloreados por la tensión de cizallamiento de von Mises, así como las curvas de tensión-deformación de las muestras de simulación con muescas afiladas y romas, se registraron como videos. El agrietamiento de la muestra despuntada se inició con una tensión de carga mayor del 17,3 % en comparación con el 9,3 % de la muestra sin tratar. Aquí, la simulación fue cualitativa porque los valores de Rp fueron mucho más pequeños que los de las condiciones experimentales.

Se realizó una prueba de flexión in situ de una lámina de c-Si en un sistema FEI Tecnai F30 TEM utilizando un soporte eléctrico de PicoFemto. La lámina de c-Si tenía un tamaño de 6 μm × 12 μm × 70 nm, que se cortó de la superficie superior de una oblea con pirámides afiladas utilizando un sistema ThermoFisher Scios 2 FIB-SEM, seguido de la deposición de una película de Pt en la superficie para proteger las afiladas pirámides. Luego, la lámina de c-Si se soldó sobre un soporte de FIB de cobre con un diámetro de 3 mm. Se usó una punta de tungsteno para hacer contacto con el lado izquierdo de la hoja de FIB c-Si; el movimiento de la lámina fue controlado por un manipulador piezoeléctrico a una velocidad de aproximadamente 0,01 nm s-1, para aplicar una fuerza de flexión en el borde de la lámina de c-Si con una tasa de deformación estimada de 10-3 s-1. Para todos los procesos de flexión, se utilizó un voltaje de 300 kV con un haz de electrones débil en el sistema TEM para minimizar los posibles efectos del haz en la deformación por flexión. La distribución del estrés en tiempo real fue registrada por una cámara de dispositivo de carga acoplada a una velocidad de 20 fotogramas por segundo.

Las superficies de fractura de dos obleas de 60 μm con canales afilados y redondos entre pirámides estaban protegidas por una bicapa que consiste en películas de carbono y platino. En particular, se depositó una película de carbono con un espesor de 100 nm mediante pulverización catódica con magnetrón (ISC150 T Ion Sputter Coater) para la protección no destructiva de la superficie; luego, las láminas FIB-TEM se cortaron de la superficie de la fractura utilizando un sistema ThermoFisher Scios 2 FIB-SEM. Las observaciones STEM-HAADF se realizaron a una profundidad de docenas de átomos de estas superficies de fractura en un FEI Themis Z con un corrector de aberración esférica para el sistema de iluminación.

Se obtuvieron curvas de carga-desplazamiento vertical (F-D) de obleas de c-Si texturizadas de 4 cm × 2 cm × 140 μm utilizando un instrumento comercial Discovery DMA 850 (Fig. 15 complementaria). Las regiones marginales de estas obleas texturizadas se despuntaron en una solución de HF al 10 % en volumen:HNO3 al 90 % en volumen durante 0, 15 y 30 s.

La distribución de la tensión elástica en las obleas de c-Si fracturadas se cartografió utilizando GPA sobre la base de las imágenes STEM de alta resolución individuales. Para calcular las componentes en el plano del tensor de deformación simétrica εij se utilizó GPA, que se realizó sobre la base del formalismo dado en la literatura17 e implementado en Gatan Digital Micrograph como complemento. Los mapas de tensión se trazaron con respecto a una red de referencia interna basada en g1 = (200) y g2 = (020) utilizando máscaras lorentzianas con un diámetro de 0,5 nm−1 (en el espacio recíproco). Las deformaciones máxima y mínima se establecieron en el rango de 5% a -5%.

Las vistas superiores, las vistas laterales y las superficies de fractura de las obleas de c-Si se observaron utilizando SEM (HITACHI, SU8020). Los canales afilados entre las pirámides de estas obleas se despuntaron en una solución de HF al 10% en volumen:HNO3 al 90% en volumen durante 0, 10, 20, 30, 40 y 90 s. Las concentraciones de HF y HNO3 fueron 49% y 68%, respectivamente, diluidas en agua.

La reflectividad de las obleas de c-Si de 300 a 1200 nm se caracterizó utilizando un instrumento UV-VIS-IR (PerkinElmer Lambda 950).

Usamos el módulo de ondas electromagnéticas en COMSOL Multiphysics (v.5.6) para simular los espectros de transmisión, reflexión y absorción. Una pila de una capa de a-Si:H de 10 nm y una capa de óxido de indio dopado con tungsteno de 80 nm se revistió sobre una losa de silicio de 60 μm. Esta estructura estaba rodeada de aire. Se simularon tres losas de silicio; sus superficies eran planas, piramidales (altura: 5 μm; ángulo de la pirámide: 71°) y redondeadas (radio: 2 μm). Para las losas de silicio no planas, el espesor fue la distancia promedio entre sus límites. Los límites superior e inferior de la región de simulación se establecieron como condiciones de contorno de Floquet. La longitud de onda y el ángulo de incidencia de la luz se distribuyeron de 300 a 1200 nm y de 0° a 80°, respectivamente. La onda plana entró por un lado de la losa. El índice de refracción del aire fue 1, mientras que los índices de refracción de los demás materiales se analizaron mediante elipsometría. La transmitancia y la reflectancia, definidas como la relación entre la energía de la onda transmitida y la onda reflejada y la de la onda incidente, respectivamente, se obtuvieron integrando el vector de Poynting. La absorbancia de toda la estructura (capa de silicio) fue la relación entre la energía de disipación en toda la estructura (capa de silicio) y la energía de la onda incidente.

Se estudiaron imágenes de alta velocidad del proceso de craqueo de una oblea de c-Si de 60 μm con pirámides afiladas utilizando una cámara de video CMOS ultrarrápida Phantom V2511. Grabó hasta 100.000 fotogramas por segundo a través de un microscopio de larga distancia Leica Z16 APO. La resolución fue de aproximadamente 17,5 µm por píxel.

Las obleas de c-Si de tipo n de Czochralski se compraron en Sichuan Yongxiang. Su espesor y resistividad eléctrica fueron 160 μm y 0.3−2.1 Ω cm, respectivamente. El daño de la sierra se eliminó en una solución de agua alcalina al 20,0% en volumen a 80 °C y se varió la duración para obtener diferentes espesores de oblea. Luego, las obleas se texturizaron en una solución de agua alcalina al 2,1% en volumen a 80 °C durante 10 min para formar pirámides a microescala en las superficies. Para fabricar células solares flexibles, la región marginal de aproximadamente 2 mm de ancho de estas obleas texturizadas de 60 μm se despuntaron en una solución de HF al 10 % en volumen: HNO3 al 90 % en volumen durante 90 s a temperatura ambiente. Todas las obleas se limpiaron mediante un proceso RCA estándar para eliminar los iones orgánicos y metálicos. A continuación, se limpiaron con una solución acuosa de ácido fluorhídrico al 2,0 % durante 3 min para grabar el óxido de la superficie. La tecnología creativa delgada c-Si desarrollada anteriormente tiene un gran potencial para las células solares flexibles49,50 debido a la utilización suficiente del material de silicio. Similar al proceso húmedo, un método seco también es muy eficiente para mejorar la flexibilidad de la oblea (Figura complementaria 16). La región marginal de la oblea se despuntó mediante un plasma de mezcla (potencia, 120 W) de iones de argón y flúor durante 30 min.

En un sistema de deposición de vapor químico mejorado con plasma de racimo (VHF-PECVD, IE Sunflower, OAK-DU-5; ULVAC CME-400), 5 nm ia-Si:H y 15 nm pa-Si:H, y 4 nm ia -Si:H y na-Si:H de 6 nm se depositaron en los lados posterior y frontal de las obleas, respectivamente, en las que las temperaturas de proceso fueron de 200 ± 5 °C. Las capas ia-Si:H tenían una arquitectura bicapa; la primera capa se hizo crecer usando SiH4 puro, mientras que la segunda capa se hizo crecer usando SiH4 diluido en H2 con una relación de flujo de 1:10. Se usó un plasma de H2 de 15 s para mejorar la calidad de pasivación en la interfaz de ia-Si:H y nc-Si. La densidad de potencia, la presión de la cámara y la relación de flujo de gas durante la deposición de la capa na-Si:H fueron 33 mW cm−2, 80 Pa y [PH3]:[SiH4]:[H2] = 1,5:100:1000, respectivamente. La capa pa-Si:H también tenía una arquitectura bicapa, para la cual la densidad de potencia de deposición, la presión de la cámara y la relación de flujo de gas eran 20/20 mW cm−2, 80/80 Pa y [B2H6]:[SiH4]:[H2 ] = 1:100:100/2:100:400, respectivamente. El óxido de indio dopado con tungsteno se depositó mediante deposición de plasma reactivo a 150 °C y el objetivo era 1,0 % de tungsteno disuelto en un objetivo de óxido de indio. Las barras colectoras y los dedos de los electrodos se serigrafiaron en las superficies de los dispositivos con una pasta de plata a baja temperatura, seguido de un recocido en dos pasos a 150 °C durante 5 min y 185 °C durante 30 min. En los lados de las celdas solares SHJ certificadas que se expusieron a la luz solar, se serigrafiaron finas barras colectoras y se depositó una capa de MgF2 de 110 nm mediante evaporación con haz de electrones para mejorar la eficiencia de captación de luz.

Las características corriente-voltaje de las celdas solares SHJ (módulos) se probaron con un simulador solar (Halm IV, ceitsPV-CTL2) y la intensidad de la luz se calibró utilizando una celda de referencia del Laboratorio Nacional de Energías Renovables. El Instituto Nacional de Metrología de China probó de forma independiente una celda flexible de 60 μm. Para comparar la densidad de corriente, ISFH CalTeC probó de forma independiente una celda frágil de 140 μm en Alemania. Todos los dispositivos se probaron bajo una iluminación estándar de 100 mW cm−2 a 25 °C.

El borde de una celda solar SHJ flexible de 60 μm se dobló para tocar el borde opuesto; esta flexión se mantuvo durante más de 10 s. La velocidad de plegado fue de aproximadamente 1.000 mm min−1. El Jsc, Voc, FF y PCE de esta celda se probaron con un simulador solar durante 1000 ciclos de flexión bajo iluminación estándar de 100 mW cm−2 a 25 °C. El ensayo de flexión se realizó en direcciones verticales y paralelas a la dirección de las barras colectoras. También monitoreamos la resistencia de la lámina de la capa de óxido de indio dopada con tungsteno de 80 nm en un sustrato c-Si cuasiplanar de 60 μm durante 500 ciclos de flexión de lado a lado (Fig. 17 complementaria).

Se instaló un módulo SHJ flexible de 1.260 mm × 860 mm sobre una gran plataforma vibratoria, en la que el módulo estaba sostenido por soportes metálicos con una altura de aproximadamente 3 cm. El módulo vibró en la dirección z, expresada como Z(t) = Z0sin(2πt/T), donde la amplitud de vibración Z0 = 5 mm y el período de vibración T = 200 ms. Se obtuvieron imágenes de electroluminiscencia y la potencia de este módulo flexible antes y después de 18.000 periodos de vibración.

Fabricamos un módulo de 5,4 kg y 520 mm × 520 mm utilizando nuestras células solares SHJ flexibles, que se sometió 15 veces a caída libre continua desde una altura de aproximadamente 500 mm. Se registró su potencia antes y después de los ciclos de caída libre.

El ciclo térmico se llevó a cabo entre -70 °C y 85 °C durante 120 h. En cada ciclo, el módulo se mantuvo a -70 °C durante 1 hora y a 85 °C durante 1 hora.

Las células solares SHJ flexibles se encapsularon en un módulo grande (>10 000 cm2), que se adjuntó a una gran bolsa de gas blanda inflada con aire para soportar este módulo flexible. La presión dentro de la bolsa de gas era 94,7-830 Pa más alta que la presión atmosférica. Se utilizó un potente ventilador para soplar aire sobre el módulo a una velocidad del viento de 30 m s−1 para modelar una tormenta violenta (Beaufort número 11: 28,5−32,6 m s−1). Se obtuvieron las imágenes de potencia y electroluminiscencia de este módulo antes y después del impacto continuo de este flujo de aire durante 20 min.

Más información sobre el diseño de la investigación está disponible en el Resumen de informes de Nature Portfolio vinculado a este artículo.

Todos los datos generados o analizados durante este estudio se incluyen en el artículo publicado y su información complementaria.

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Descargar referencias

WL agradece a J. Ren y J. Chen por su ayuda con el experimento de caída libre y la prueba de flexión de tres puntos, respectivamente. WL reconoce el apoyo financiero de la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (subvención n.° 62004208) y la Comisión de Ciencia y Tecnología del Municipio de Shanghái (subvención n.° 22ZR1473200). LZ reconoce el apoyo financiero de la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (subvención no. 62074153). BD reconoce el apoyo financiero de la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (subvención n.º 12102021). AH reconoce el apoyo financiero de la Comisión de Ciencia y Tecnología del Municipio de Shanghái (subvención n.º 19DZ1207602). YF reconoce el apoyo financiero de la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (subvención no. 62022085). DL reconoce el apoyo financiero del Laboratorio de Zhangjiang. ZD reconoce el apoyo financiero de la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (subvención no. 51925208).

Estos autores contribuyeron por igual: Wenzhu Liu, Yujing Liu, Ziqiang Yang, Changqing Xu

Centro de Investigación de Nuevas Tecnologías Energéticas, Instituto de Microsistemas y Tecnología de la Información de Shanghái, Academia de Ciencias de China, Shanghái, 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 y Zhengxin Liu

Universidad de la Academia China de Ciencias, Beijing, China

Wenzhu Liu, Xiaodong Li, Kai Jiang y Liping Zhang

Instituto de Metales, Facultad de Ciencia e Ingeniería de Materiales, Universidad de Ciencia y Tecnología de Changsha, Changsha, China

Yujin Liu y Xiaochun Liu

División de Ciencias Físicas e Ingeniería, Universidad de Ciencia y Tecnología Rey Abdullah, Thuwal, Arabia Saudita

Ziqiang Yang y Sigurdur Thoroddsen

División de Ciencias e Ingeniería Informática, Eléctrica y Matemática, Universidad de Ciencia y Tecnología Rey Abdullah, Thuwal, Arabia Saudita

Changqing-Xu

Escuela de Ciencias Físicas y Tecnología, Universidad ShanghaiTech, Shanghái, China

Shenglei Huang y Lan Guo

Compañía Solar Tongwei, Chengdu, China

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

Instituto de Investigación de Información Aeroespacial, Academia China de Ciencias, Beijing, China

Guoning Xu, Yanchu Yang, Zhaojie Li y Rong Cai

Instituto de Fotovoltaica, Universidad de Petróleo del Suroeste, Chengdu, China

jian yu

Tecnologías UISEE, Shanghái, China

jiajia ling

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

junio peng

Instituto de Mecánica de Sólidos, Universidad de Beihang, Beijing, China

Liping Yu, Bin Ding y Yuan Gao

Laboratorio Estatal Clave de Tecnología de Transductores, Instituto de Microsistemas y Tecnología de la Información de Shanghái, Academia de Ciencias de China, Shanghái, China

yanyan-fu

Laboratorio Clave de Redes de Sensores Inalámbricos y Comunicaciones de CAS, Instituto de Microsistemas y Tecnología de la Información de Shanghái, Academia de Ciencias de China, Shanghái, China

Wei He y Fengrong Li

Escuela de Ciencia e Ingeniería de Materiales, Centro de Innovación Colaborativa de Ciencia e Ingeniería Fotovoltaica de Jiangsu, Universidad de Changzhou, Changzhou, China

Canción Xin

Instituto Paul Drude de Electrónica de Estado Sólido, Instituto Leibniz, Berlín, Alemania

Jingxuan Kang

Facultad de Energía, Instituto Soochow de Innovaciones en Energía y Materiales, Universidad Soochow, Suzhou, China

Xinbo Yang

El Centro de Investigación Interdisciplinaria, Instituto de Investigación Avanzada de Shanghái, Academia de Ciencias de China, Shanghái, China

Dong-dong Li

Instituto de Investigación Polar de China, Shanghái, China

Zhechao Wang, Jie Li y Fuhai Wei

Laboratorio Estatal Clave de Materiales Funcionales para Informática, Instituto de Microsistemas y Tecnología de la Información de Shanghái, Academia de Ciencias de China, Shanghái, China

Di Zengfeng

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WL concibió la idea, diseñó los experimentos generales, dirigió el proyecto y escribió el artículo. WL, X. Li, SH, JS, JD, AH, Yuhao Yang, HF, BF, G. Xing, YX y SL realizaron la optimización de materiales y dispositivos. X. Liu e YL realizaron la caracterización y el análisis de TEM. ZY y ST realizaron la caracterización de la cámara de video CMOS ultrarrápida Phantom V2511. CX realizó las simulaciones FEM. G. Xu, Yanchu Yang, Zhaojie Li, RC, QS y WL realizaron las pruebas de estabilidad del módulo. ZW, J. Li y FW recopilaron los datos del Polo Sur. BD YG realizó las simulaciones de dinámica molecular. YF, WH, FL, JY, QS, J. Ling, JP, LY, BD, KJ, Zhenfei Li, J. Li, XS, YZ, GW, LG, JK, DL y XY contribuyeron a la caracterización de materiales y participaron en los datos interpretación. ZD y Z. Liu discutieron los resultados y coescribieron el artículo. WL, X. Liu, LZ, FM, ZD y Z. Liu supervisaron este proyecto. Todos los autores contribuyeron a la discusión de los resultados y la revisión del artículo.

Correspondencia con Wenzhu Liu, Xiaochun Liu, Liping Zhang, Fanying Meng, Zengfeng Di o Zhengxin Liu.

El Instituto de Microsistemas y Tecnología de la Información de Shanghái está tramitando una solicitud de patente [202211090758.X] que cubre un método para fabricar células solares c-Si flexibles que incluye a WL y Z. Liu como inventores. JS, LZ, AH, JD, SL, HF, BF, G. Xing, YX, FM y Z. Liu. son empleados de Tongwei Solar. J. Ling es un empleado de UISEE Technologies. Todos los demás autores declaran no tener intereses en competencia.

Nature agradece a Bram Hoex, Robby Peibst y los demás revisores anónimos por su contribución a la revisión por pares de este trabajo.

Nota del editor Springer Nature se mantiene neutral con respecto a los reclamos jurisdiccionales en mapas publicados y afiliaciones institucionales.

a, simulación 2D de una oblea de c-Si texturizada cuya longitud y grosor se establecieron en 1 cm y 60 μm, respectivamente. Se fijaron tres puntos cerca de la mitad de la superficie superior para excluir el desplazamiento del cuerpo rígido. Se cargaron fuerzas verticales Fb = 1,2 mN en los extremos de la oblea. El color brillante indica que la mayor parte del estrés de von Mises se concentró en los canales afilados entre las pirámides. b, La tensión máxima de von Mises se simuló en función del radio del canal Rp, que se ajustó mediante un tratamiento de despuntado en una solución ácida.

a, Un soporte de tensión para la prueba de flexión in situ durante TEM. b, Se usó una punta de tungsteno controlada por el piezomanipulador para manejar el lado izquierdo de la lámina FIB c-Si. c, antes de cargar la fuerza de flexión, los contornos de flexión se distribuyeron aleatoriamente en la lámina de c-Si. d, Después de cargar la fuerza de flexión, estos contornos de flexión se acumularon en los canales afilados entre las pirámides (flechas blancas), lo que indica que la mayor parte de la tensión se concentró en estos canales afilados. Los cuadrados amarillos implicaban que la mayor parte de la tensión se desplazó a los canales afilados cercanos después de cargar la fuerza de flexión. Aquí, las franjas oscuras son el resultado de deformaciones de la red inducidas por el estrés.

Fotografías del agrietamiento de una oblea de c-Si texturizada de 60 μm en una escala de tiempo de 0 a 151 μs. Las flechas verticales apuntan a tres partículas de silicio emitidas, mientras que las flechas laterales apuntan al punto final de una fractura en evolución. El círculo resalta el sitio de inicio del agrietamiento.

a, Superficie de fractura de una oblea de c-Si de 60 μm con canales afilados entre pirámides. b, Superficie de fractura de una oblea de c-Si de 60 μm cuyos canales entre las pirámides se despuntaron en una solución de HF al 10 % en volumen/HNO3 al 90 % en volumen durante 30 s. Los múltiples sitios de escisión en la fractura consumieron más energía antes del inicio del agrietamiento.

Junto con el aumento de Rp de 0 a 15,81 nm, el trayecto fracturado se vuelve más tortuoso a una deformación del 27,5 %. También se observan algunas muescas irregulares, en consonancia con los resultados experimentales en Extended Data Fig. 4b.

Certificado de resultados de prueba para una celda solar SHJ flexible de 60 μm, cuya densidad de corriente de cortocircuito fue de 39.05 mA·cm−2 bajo iluminación AM1.5.

a, Certificado de resultados de prueba para una celda solar SHJ quebradiza de 140 μm, cuya densidad de corriente de cortocircuito fue de 40,53 mA·cm−2 bajo iluminación AM1.5. b, Certificado de resultados de prueba para una celda solar frágil SHJ de 140 μm con reflector Ag en la parte posterior, cuya densidad de corriente de cortocircuito fue de 40,95 mA·cm−2 bajo iluminación AM1.5.

PCE emergentes de celdas solares flexibles en la literatura. Los ciclos de flexión redujeron el PCE de la celda de perovskita del 21 % al 17 %. A modo de comparación, también se muestra el PCE certificado en este estudio de una oblea de c-Si de 244,3 cm2. La línea discontinua indica un límite de eficiencia del 20%.

Instalamos módulos SHJ ligeros y flexibles en un vehículo aéreo no tripulado de espacio cercano que voló de forma segura a una altura de 20 km gracias a las características de los módulos SHJ, que incluían ligereza, flexibilidad y estabilidad en entornos fríos.

Este archivo contiene figuras complementarias. 1–17 y Tabla Suplementaria 1.

Esta carpeta comprimida contiene los informes de certificado 1 a 3 y el informe de prueba de vibraciones. También se proporcionan descripciones de los cuatro informes.

Sacudir una oblea flexible. Podemos sacudir violentamente una oblea de silicio flexible como una hoja de papel flexible.

Agrietamiento simulado de una oblea con pirámides afiladas. Las simulaciones atomísticas encontraron que la fractura se inició bajo una tensión de carga del 9,3 %. La superficie de fractura era lisa.

Agrietamiento simulado de una oblea con pirámides romas (Rp = 5,27 nm). Las simulaciones atomísticas encontraron que la fractura se inició bajo una tensión de carga del 12,0%. La superficie de fractura era ligeramente rugosa.

Agrietamiento simulado de una oblea con pirámides romas (Rp = 10,54 nm). Las simulaciones atomísticas encontraron que la fractura se inició bajo una tensión de carga del 13,8%. La superficie de la fractura se volvió mucho más áspera, en la que se observaron muescas irregulares a lo largo de la complicada trayectoria de la fractura.

Agrietamiento simulado de una oblea con pirámides romas (Rp = 15,81 nm). Las simulaciones atomísticas encontraron que la fractura se inició bajo una tensión de carga del 17,3 %. La superficie de fractura fue la más rugosa, en la que se observaron muescas irregulares a lo largo de la trayectoria de fractura más tortuosa.

Impacto de una tormenta violenta. El módulo SHJ flexible fue volado por una tormenta violenta.

Ciclos de vibración. El módulo SHJ flexible se hizo vibrar en dirección vertical.

Ciclos de caída libre. El módulo SHJ flexible experimentó ciclos de caída libre.

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Reimpresiones y permisos

Liu, W., Liu, Y., Yang, Z. et al. Células solares flexibles basadas en obleas de silicio plegables con bordes romos. Naturaleza 617, 717–723 (2023). https://doi.org/10.1038/s41586-023-05921-z

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Recibido: 24 agosto 2022

Aceptado: 06 marzo 2023

Publicado: 24 mayo 2023

Fecha de emisión: 25 de mayo de 2023

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

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Células solares flexibles basadas en obleas de silicio plegables con bordes romos