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

Nature volumen 617, páginas 717–723 (2023)Cite 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 en electrónica portátil porque son ligeras, 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 se han producido avances destacables 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 texturizada siempre comienza a agrietarse en los canales afilados entre las pirámides de la superficie en la región marginal de la oblea. Este hecho nos permitió mejorar la flexibilidad de las obleas de silicio al despuntar la estructura piramidal en las regiones marginales. Esta técnica de despuntado permite la producción comercial de células solares de silicio a gran escala (>240 cm2) y de alta eficiencia (>24%) que se pueden enrollar de forma similar a una hoja de papel. Las celdas conservan 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 células retienen el 99,62% de su potencia después de un ciclo térmico entre −70 °C y 85 °C durante 120 h. Además, retienen el 96,03% de su potencia después de 20 minutos de exposición al flujo de aire cuando se conectan a una bolsa de gas blanda, 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 exhiben 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 áreas grandes y condiciones de funcionamiento inestables. Por lo tanto, muchas células solares flexibles disponibles no han atraído clientes y la mayoría de las empresas que las fabricaban han cerrado. En este estudio, proponemos un método de ingeniería morfológica 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 gran capacidad de captación de luz. Reducir el grosor de una oblea puede mejorar su flexibilidad10, pero existe un equilibrio entre el grosor y la eficiencia de captación de luz porque el c-Si es un semiconductor con una banda prohibida óptica indirecta. Al utilizar la eliminación de daños con sierra11, redujimos 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 (Figura 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. La texturización química de pirámides a microescala sobre 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 tales 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 las pirámides bajo una carga de flexión típica ejercida por un micromanipulador (Datos ampliados, figura 2). Simulaciones adicionales revelaron que un ligero aumento en el radio del canal (Rp) de 0 μm a 2,3 μm condujo a una rápida reducción en la tensión máxima de 0,25 MPa a 0,016 MPa (Datos ampliados, figura 1b). Pero este tratamiento despuntado aumentó la reflectividad a más del 30% (Figura complementaria 2), lo que fue desfavorable para la captación de luz. Esto se confirmó mediante simulaciones ópticas de los dispositivos, en las que las obleas romas mostraban un antirreflectante y un atrapamiento de luz inferiores (Figura complementaria 3).

A continuación, utilizamos una cámara de vídeo de ultra alta velocidad para investigar el proceso de craqueo de una oblea. Como se muestra en la figura 3 de datos ampliados, la cámara registró una fractura larga en las instantáneas tomadas a 113, 132 y 151 μs (flechas amarillas). Si asumimos que la fisura se inicia en un punto del borde (círculo), entonces las velocidades de propagación de la fisura se pueden estimar a partir de la evolución de la longitud de la fractura como 33,2, 33,6 y 33,0 m s-1, respectivamente. La consistencia de estos valores apoyó nuestra hipótesis. Además, la cámara registró tres partículas de silicio expulsadas 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 células solares de silicio14 (Figura complementaria 4).

Sobre la base de las características de craqueo 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 embotamiento 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 despuntara 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 agrietamiento 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 agitarla 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% (vídeos complementarios 2 a 5), incluso cuando los canales afilados se embotaron a un nivel muy alto. pequeña Rp de 15,81 nm.

a, imágenes SEM de una oblea texturizada de c-Si. Las pirámides afiladas en la región marginal se eliminaron eficazmente con 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 embotaron en una solución de HF al 10 % en volumen: HNO3 al 90 % en volumen durante 0, 15 y 30 s. c, Obleas texturizadas de c-Si (60 μm) con pirámides en la superficie. Su radio de curvatura (Rb) en el momento de agrietamiento se representa en función del tiempo de embotamiento en una solución de 10 % en volumen de HF: 90 % en volumen de HNO3. A modo de comparación, se muestran los valores de 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 figura 1c, rompimos dos obleas aplicando fuerzas de flexión para descubrir las morfologías de las superficies de fractura. La imagen obtenida mediante microscopía electrónica de barrido (SEM) de la oblea sin tratar en la Fig. 2a muestra una superficie de escisión plana, mientras que la imagen SEM de la oblea roma en la Fig. 2b muestra una superficie de fractura con múltiples sitios de escisión y una alta densidad de microfisuras. , que también es evidente en la imagen del haz de iones enfocado por pasos (FIB) de la superficie de la fractura (Figura complementaria 5). En la vista ampliada de la superficie de la fractura con múltiples sitios de escisión (Datos ampliados, Fig. 4), observamos grandes grietas que se propagan a lo largo de caminos complicados en regiones más profundas de la oblea roma (flechas amarillas) y algunas muescas irregulares (flechas rosadas), que fueron en buen acuerdo con las simulaciones atomísticas (Datos ampliados, figura 5). A 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 ampliados, Fig. 4). Estas características indicaron el desarrollo de un estado de tensión complejo durante el proceso de agrietamiento, que fue similar a la restauración de la deformabilidad del vidrio metálico frágil realizada al activar bandas de corte secundarias16. Físicamente, estos procesos de escisión llenos de baches consumieron más energía antes del inicio del agrietamiento; por lo tanto, explicaron el comportamiento robusto que brindó protección contra el plegamiento violento (Fig. 1c).

a,b, Morfología de la superficie de fractura de una oblea con pirámides afiladas (a) y redondas (b). Las líneas rosadas marcan los lugares en los que se protegió y se levantó la superficie superior de la fractura para 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 carbón sobre la superficie de la fractura. Las regiones del GPA están resaltadas por cuadrados discontinuos. e,f, Distribución de la tensión de la red elástica en la dirección x (e) y en la dirección y (f) de la oblea con pirámides afiladas. g,h, Distribución de la tensión de la red elástica en la dirección x (g) y la 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).

Utilizando TEM con corrección de aberración esférica, analizamos las deformaciones de la red debajo de la superficie de la fractura. Después de depositar una capa protectora de carbono en la superficie de la 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 roma sufrió una tensión más elástica y plástica durante el proceso de craqueo. Debido a que parte de la deformación de la red causada por la distorsión de la red podría conservarse en docenas de capas atómicas debajo de la superficie de la fractura, podríamos analizar la deformación residual como un indicador del modo de agrietamiento. La Figura 2e, f muestra los análisis de fase geométrica17 (GPA) del área debajo de la superficie de fractura de la oblea no tratada (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 pertenecían a un modo típico de fractura frágil. 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 dar como resultado una expansión de la 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 la 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 embotamiento mitigó en gran medida la fragilidad intrínseca de la oblea de c-Si, lo que condujo a una transición del mecanismo de fractura de una fractura por escisión frágil intrínseca a bandas de corte con escalones y grietas.

A continuación, convertimos las obleas plegables de c-Si en células solares. Las células solares de silicio industriales más utilizadas incluyen células emisoras y traseras pasivadas18, células solares de contacto pasivadas con óxido de túnel19 y células solares de heterounión de silicio amorfo-cristalino20 (SHJ). Como se muestra en la figura complementaria 6, a diferencia de las células emisoras y traseras pasivadas y de las células solares de contacto pasivadas con óxido de túnel, que tienen diseños de estructura asimétrica y se encienden 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 sufre 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 permiten enrollarlos 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), la tensión de circuito abierto (Voc), el factor de llenado (FF) y el 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 Jsc más altos de 65 μm (37,65 mA cm-2) y 55 μm (37,59 mA cm-2). 2) dispositivos en comparación con el de la oblea de 65 μm (31,45 mA cm-2; figura complementaria 7). 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 del 24,50 % para una oblea de 244,3 cm2 (Datos ampliados, figura 6). Aunque este valor fue menor que el de una celda gruesa (25,83%) (Datos ampliados, figura 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 oblea 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 debería mejorarse aún más mediante una mejor pasivación de la superficie.

a, Esquema de la arquitectura de las células solares SHJ utilizadas en este estudio. IWO, óxido de indio dopado con tungsteno. b, Fotografías de una célula 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 del 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 sujeto a un cilindro negro con un radio de 5 cm. La potencia teórica del módulo rígido estaba dada por P(θ) = sin θ, mientras que la del módulo flexible estaba dada por P(θ) = 0,455 × [1 + sin θ]. Recopilamos 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 flexibles de c-Si. 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 encapsula una celda SHJ de 140 μm y un módulo flexible que encapsula una celda SHJ de 60 μm. Este último estaba sujeto a un cilindro negro con un radio de 5 cm. Su potencia se midió en función del ángulo incidente de la luz (Fig. 3d). Aunque el módulo flexible mostró una menor potencia en incidencia normal (90°), su generación eléctrica integrada de 0° a 180° fue un 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 la energía en aproximadamente un 39 % (23 %) a nivel de célula solar (módulo). Además, en los últimos años se ha observado una rápida disminución en el diámetro de las sierras de hilo diamantado 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 ampliados La figura 8 muestra el rápido desarrollo de las células 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 la investigación de las células flexibles porque la mayoría de los PCE informados están por debajo del 20 %. En concreto, el PCE de las células 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 ampliados, Figs. 6 y 8). La realización de células solares de 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 posteriores (Figuras complementarias 8 y 9), 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 encontrado en el campo de investigación de rápido crecimiento de la energía fotovoltaica integrada en edificios y permitir que los módulos solares c-Si se fijen a las paredes del edificio 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 (Figura complementaria 10). Jsc, Voc, FF y PCE de la celda flexible (Fig. 4a) conservaron el 100% de sus valores iniciales después de 1000 ciclos de flexión de lado a lado. En cada ciclo, se dobló 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 Figura complementaria 11. Estos resultados fueron sustancialmente diferentes de los obtenidos para la célula solar de perovskita flexible (Datos ampliados, Figura 8), en la que el PCE disminuyó del 21% al 17. % después de los ciclos de plegado. Esta disminución en el PCE posiblemente se originó por fallas estructurales en los límites de los granos en la película de perovskita policristalina.

a, Evolución del rendimiento de una célula solar SHJ flexible durante un ciclo de flexión. En cada ciclo, se dobló un borde para tocar el borde opuesto; esta flexión se mantuvo durante más de 10 s. b, Se conectó un módulo solar SHJ flexible grande (>10 000 cm2) 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 minutos 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.

Montamos células en un módulo flexible de 10.009,94 cm2 y conectamos este módulo a una bolsa de gas inflada. Luego, utilizamos un potente ventilador 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 vídeo complementario 6). Después de un impacto continuo con el aire durante 20 minutos, la pérdida de potencia relativa fue solo del 3,07% (Fig. 4c), lo que fue consistente con los cambios insignificantes en las imágenes de electroluminiscencia (Fig. 4d). Esto sugirió que el módulo flexible puede funcionar 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 cercanos al espacio40, en los que la temperatura puede alcanzar tan solo -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 muestra que estos módulos pueden operarse de manera segura en condiciones frías cercanas al espacio 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 pueden ocurrir factores estresantes 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 ampliados, figura 9) y en el Polo Sur (figura complementaria 14). Pueden suministrar electricidad de manera constante en condiciones extremas y la potencia de salida es a veces mayor que los valores diseñados, lo que probablemente se debe a la baja temperatura41 y las características bifaciales42,43.

Demostramos que el rendimiento 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. En la actualidad, podemos fabricar más de 60.000 células SHJ flexibles al día con una tasa de fragmentación inferior al 2% en nuestra línea de producción. Esto demuestra una estrategia económica para la producción comercial de células solares flexibles de c-Si de alto rendimiento. Esto podría conducir a un crecimiento notable del mercado de células flexibles en un futuro próximo. Además, el concepto demostrado aquí se aplica, entre otros, a la fabricación de células solares; también debería ser de interés para la comunidad de investigadores interesados en otra electrónica flexible44,45,46.

El módulo de mecánica de sólidos en COMSOL Multiphysics (v.5.6) se utilizó para simular la tensión de una oblea de silicio bidimensional con una longitud y un espesor 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 las pirámides afiladas adyacentes era de 71°. Se fijaron tres puntos alrededor del punto medio de la parte 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 paralelo masivo atómico/molecular a gran escala (LAMMPS)47 para realizar simulaciones atomísticas de carga en modo I en nanopelículas de c-Si con canales redondos y afilados entre pirámides de superficie. El potencial de Tersoff48 se utilizó para describir la interacción interatómica entre 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. La 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 en Modo I se realizó estirando uniformemente la caja de simulación con una tasa de deformación de 5 × 108 s–1. Los procesos de deformación coloreados por la deformación por corte de von Mises, así como las curvas de tensión-deformación de las muestras de simulación con muescas afiladas y romas, se grabaron en vídeos. El craqueo de la muestra desafilada se inició con una deformación de carga mayor del 17,3% en comparación con la del 9,3% para la muestra no tratada. Aquí, la simulación fue cualitativa porque los valores de Rp eran 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 TEM FEI Tecnai F30 utilizando un soporte eléctrico de PicoFemto. La lámina de c-Si tenía un tamaño de 6 μm × 12 μm × 70 nm y 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 FIB de cobre con un diámetro de 3 mm. Se utilizó una punta de tungsteno para hacer contacto con el lado izquierdo de la lámina 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 velocidad 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 sobre 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 redondos y afilados entre las pirámides estaban protegidas por una bicapa que constaba de películas de carbono y Pt. 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 una 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 (Figura complementaria 15). Las regiones marginales de estas obleas texturizadas se embotaron en una solución de HF al 10% en volumen: HNO3 al 90% en volumen durante 0, 15 y 30 s.

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

Se observaron vistas superiores, vistas laterales y superficies de fractura de obleas de c-Si mediante SEM (HITACHI, SU8020). Los canales afilados entre las pirámides de estas obleas se embotaron 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, diluidos 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).

Utilizamos el módulo de ondas electromagnéticas en COMSOL Multiphysics (v.5.6) para simular los espectros de transmisión, reflexión y absorción. Se recubrió una placa de silicio de 60 μm con una pila de una capa de a-Si:H de 10 nm y una capa de óxido de indio dopada con tungsteno de 80 nm. 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) era 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 Czochralski n-tipo c-Si se compraron en Sichuan Yongxiang. Su espesor y resistividad eléctrica fueron de 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 la duración se varió 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 minutos para formar pirámides de 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 embotó 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 sustancias orgánicas e iones metálicos. A continuación, se sometieron a limpieza en una solución acuosa de ácido fluorhídrico al 2,0 % durante 3 minutos para grabar el óxido de la superficie. La creativa tecnología c-Si delgada desarrollada anteriormente tiene un gran potencial para las células solares flexibles49,50 debido a la utilización suficiente del material de silicio. De manera 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 despuntaba mediante una mezcla de plasma (potencia, 120 W) de iones de argón y flúor durante 30 minutos.

En un sistema de deposición química de vapor mejorado con plasma en grupo (VHF-PECVD, IE Girasol, OAK-DU-5; ULVAC CME-400), 5 nm ia-Si:H y 15 nm pa-Si:H, y 4 nm ia -Si:H y 6 nm na-Si:H se depositaron en la parte posterior y frontal de las obleas, respectivamente, en las que las temperaturas del proceso fueron 200 ± 5 °C. Las capas ia-Si:H tenían una arquitectura bicapa; la primera capa se cultivó usando SiH4 puro, mientras que la segunda capa se cultivó usando SiH4 diluido en H2 con una relación de flujo de 1:10. Se utilizó 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 fueron 20/20 mW cm-2, 80/80 Pa y [B2H6]:[SiH4]:[H2 ] = 1:100:100/2:100:400, respectivamente. Se depositó óxido de indio dopado con tungsteno mediante deposición de plasma reactivo a 150 °C y el objetivo era un 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 utilizando 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 células solares SHJ certificadas que estuvieron expuestas a la luz solar, se serigrafiaron finas barras colectoras y se depositó una capa de MgF2 de 110 nm mediante evaporación por haz de electrones para mejorar la eficiencia de recolección de luz.

Las características corriente-voltaje de las células (módulos) solares SHJ 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 en Alemania probó de forma independiente una celda frágil de 140 μm. Todos los dispositivos se probaron bajo una iluminación estándar de 100 mW cm-2 a 25 °C.

El borde de una célula 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 flexión fue de aproximadamente 1.000 mm min-1. Los Jsc, Voc, FF y PCE de esta celda se probaron con un simulador solar durante 1.000 ciclos de flexión bajo iluminación estándar de 100 mW cm-2 a 25 °C. La prueba 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 sobre un sustrato de c-Si cuasiplanar de 60 μm durante 500 ciclos de flexión de lado a lado (Figura complementaria 17).

Se instaló un módulo SHJ flexible de 1260 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.

Hicimos un módulo de 5,4 kg, 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. Su potencia se registró antes y después de los ciclos de caída libre.

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

Las células solares SHJ flexibles se encapsularon en un módulo grande (>10.000 cm2), que se sujetó 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 mayor que la presión atmosférica. Se utilizó un potente ventilador para soplar aire en el módulo a una velocidad del viento de 30 m s-1 para modelar una tormenta violenta (número de Beaufort 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 por este flujo de aire durante 20 min.

Más información sobre el diseño de la investigación está disponible en el Resumen del informe 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 agradece el apoyo financiero de la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (subvención n.º 62004208) y la Comisión de Ciencia y Tecnología de la municipalidad de Shanghai (subvención n.º 22ZR1473200). LZ agradece el apoyo financiero de la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (subvención n.º 62074153). BD agradece el apoyo financiero de la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (subvención n.º 12102021). AH agradece el apoyo financiero de la Comisión de Ciencia y Tecnología de la municipalidad de Shanghai (subvención n.º 19DZ1207602). YF agradece el apoyo financiero de la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (subvención n.º 62022085). DL agradece el apoyo financiero del Laboratorio Zhangjiang. ZD agradece el apoyo financiero de la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (subvención n.º 51925208).

Estos autores contribuyeron igualmente: Wenzhu Liu, Yujing Liu, Ziqiang Yang, Changqing Xu.

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

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

Yujing 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 Ingeniería y Ciencias de la Computación, Eléctricas y Matemáticas, Universidad de Ciencia y Tecnología Rey Abdullah, Thuwal, Arabia Saudita

Changqing Xu

Escuela de Ciencias Físicas y Tecnología, Universidad ShanghaiTech, Shanghai, 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 Energía Fotovoltaica, Universidad del Petróleo del Suroeste, Chengdu, China

Jianyu

Tecnologías UISEE, Shanghái, China

Jiajia Ling

Laboratorio clave de Jiangsu de materiales y dispositivos funcionales a base de carbono, Instituto de nanomateriales funcionales y materiales blandos, Universidad de Soochow, 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 Shanghai, Academia de Ciencias de China, Shanghai, China

Yanyan Fu

Laboratorio Clave de Comunicaciones y Redes de Sensores Inalámbricos de CAS, Instituto de Microsistemas y Tecnología de la Información de Shanghai, Academia China de Ciencias, Shanghai, 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 para Innovaciones Energéticas y de Materiales, Universidad de Soochow, Suzhou, China

Xinbo Yang

Centro de Investigación Interdisciplinaria, Instituto de Investigación Avanzada de Shanghai, Academia China de Ciencias, Shanghai, China

Dong Dong Li

Instituto de Investigaciones Polares de China, Shanghai, 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 Shanghai, Academia China de Ciencias, Shanghai, China

Zengfeng Di

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WL concibió la idea, diseñó los experimentos generales, dirigió el proyecto y redactó 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 y YL realizaron la caracterización y el análisis de TEM. ZY y ST realizaron la caracterización de la cámara de vídeo 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 datos del Polo Sur. BD e YG realizaron 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 del material 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 a Wenzhu Liu, Xiaochun Liu, Liping Zhang, Fanying Meng, Zengfeng Di o Zhengxin Liu.

El Instituto de Microsistemas y Tecnología de la Información de Shanghai está en proceso de solicitar una patente [202211090758.X] que cubre un método para fabricar células solares flexibles de c-Si 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 empleado de UISEE Technologies. Todos los demás autores no declaran 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 reclamos jurisdiccionales en mapas publicados y afiliaciones institucionales.

a, simulación 2D de una oblea texturizada de c-Si cuya longitud y espesor se establecieron en 1 cm y 60 μm, respectivamente. Se fijaron tres puntos cerca del centro de la superficie superior para excluir el desplazamiento del cuerpo rígido. Se cargaron fuerzas verticales Fb = 1,2 mN en los puntos finales de la oblea. El color brillante indica que la mayor parte del estrés de von Mises se concentró en los canales agudos 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 embotamiento en una solución ácida.

a, Un soporte de tensión para la prueba de flexión in situ durante TEM. b, Se utilizó una punta de tungsteno controlada por el piezomanipulador para manipular 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 curvatura 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 implicaron que la mayor parte de la tensión se desplazó a los canales afilados cercanos después de que se cargó la fuerza de flexión. Aquí, las franjas oscuras resultaron de deformaciones de la red inducidas por tensiones.

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 las pirámides. b, Superficie de fractura de una oblea de c-Si de 60 μm cuyos canales entre las pirámides se embotaron 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 camino fracturado se vuelve doblemente más tortuoso con una deformación del 27,5%. También se observan algunas muescas irregulares, de acuerdo con los resultados experimentales en la figura 4b de datos ampliados.

Certificado de resultados de prueba para una célula 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 la prueba para una célula solar SHJ frágil 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 la prueba para una célula solar SHJ frágil de 140 μm con reflector de 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 células 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 cercano al espacio que voló de forma segura a una altura de 20 km gracias a las características de los módulos SHJ, que incluían peso ligero, flexibilidad y estabilidad en ambientes fríos.

Este archivo contiene Figs complementarias. 1-17 y Tabla complementaria 1.

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

Sacudiendo una oblea flexible. Podemos agitar violentamente una oblea de silicio flexible como si fuera una hoja de papel flexible.

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

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

Cracking simulado de una oblea con pirámides romas (Rp = 10,54 nm). Las simulaciones atómicas encontraron que la fractura se inició bajo una deformación de carga del 13,8%. La superficie de la fractura se volvió mucho más rugosa, en la que se observaron muescas irregulares a lo largo del complicado camino de la fractura.

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

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

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 de agosto de 2022

Aceptado: 06 de marzo de 2023

Publicado: 24 de mayo de 2023

Fecha de emisión: 25 de mayo de 2023

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

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