图1展示了TOPCon太阳能电池的制备过程和其典型结构，以及LECO处理前后Cell-A和Cell-B的J-V曲线。图1a中的示意图说明了在LECO处理中，电池两侧施加反向偏压，并且激光垂直于银电极扫描。这一设置整合了数字源表、电极连接平台和激光系统，能够适应多样的电极图案和扫描模式。图1b中的J-V曲线显示了LECO处理对电池性能的显著影响，其中虚线表示处理前的曲线，实线表示处理后的曲线。可以看到，LECO处理后，Cell-A和Cell-B的短路电流密度(Jsc)、填充因子(FF)和开路电压(Voc)均有显著提升，尤其是Cell-A的性能更为优越，表明LECO处理有效地在Ag-Si界面建立了优化的低阻接触，且Cell-A因更好的接触质量而性能更佳。
图2通过原子力显微镜(AFM)、开尔文探针力显微镜(KPFM)和传输线法(TLM)的测试结果，进一步揭示了LECO处理对Cell-A和Cell-B之间电气性能差异的影响。图2a1和2b1中的AFM图像展示了Ag-Si界面的形貌，而图2a2和2b2中的KPFM图像显示了接触电势差(CPD)。图2a3和2b3中的CPD线轮廓图表明，Cell-A在Si金字塔顶部到2微米深度内的CPD变化为264.2毫伏，而Cell-B仅为91.4毫伏，显示出Cell-A具有更优越的电荷传输特性和接触质量。图2c展示了金字塔边缘处的功函数频率分布，Cell-A的中心功函数为4.92电子伏特，而Cell-B为4.85电子伏特，表明Cell-A在金字塔边缘掺杂了更高比例的杂质，从而更大幅度地提高了发射极的功函数。图2d中的TLM测量结果进一步证实了Cell-A相较于Cell-B具有更低的接触电阻(Rc)和特定接触电阻(ρc)，表明Cell-A实现了更优质的Ag-Si接触。
图3通过透射电子显微镜(TEM)和能量色散光谱仪(EDS)的测量结果，分析了Cell-A和Cell-B在Ag-Si界面的结构和组成差异。图3a1和3d1展示了P+发射极上Ag-Si界面的完整横截面视图，其中Cell-A中仅金字塔顶部的一部分硅氮化物(SiNx)层被刻蚀，而Cell-B中SiNx层被大量刻蚀。图3a2和3d2中的高角环形暗场扫描透射电子显微镜(HADDF-STEM)图像显示了Cell-A和Cell-B的电流触发接触(CFC)结构的局部放大图。图3a3、a4和3b中的元素分布图表明，在Cell-A中，Ag纳米颗粒(NP)分布在玻璃层下约150纳米深处，而在Cell-B中，Ag和Pb以及Te的分布位置几乎相同，只有极少量Ag元素扩散进入Si。图3c1、c2和3f1、f2中的高分辨率TEM(HRTEM)图像及对应的快速傅里叶变换(FFT)图像进一步揭示了Cell-A中形成了Ag-Si共晶合金，而Cell-B中Ag主要分布在玻璃层中，未能与Si形成共晶反应。
图4深入探讨了LECO处理中Cell-A和Cell-B活性差异的根本原因，特别是玻璃料在界面的分布情况。图4a1和4b1中的顶视图显示了Cell-A和Cell-B在LECO处理前经硝酸处理后的玻璃层分布情况。图4a2、a3中的截面图像显示，在Cell-A中，金字塔顶部沉积了较厚的玻璃料层，形成了近乎热绝缘的结构。图4b2、b3中的图像显示，在Cell-B中，玻璃层更薄且连续分布，使得Ag与金字塔顶部几乎直接接触。图4b4中的图像显示了Cell-B中更小但更密集的Ag腐蚀坑分布。图4c中的热机械分析(TMA)曲线表明，GF-A的玻璃化转变温度(Tg)为333°C，而GF-B为268°C，这表明GF-A在烧结过程中比GF-B更晚扩散到Ag-Si界面，导致在金字塔顶部积累了更多的玻璃层。图4d1-d3和e1-e3中的X射线光电子能谱(XPS)结果进一步证实了这一点，表明Cell-A中的SiNx层在玻璃层200-600纳米深度处保留得比Cell-B更多。
图5展示了Cell-A和Cell-B在LECO处理过程中的电流变化情况。图5a显示，在施加15V反向电压后，Cell-A和Cell-B的电流值均有所提升，表明在激光照射下产生了大量激光诱导载流子。图5b中的实物图展示了蒸发Ag电极的太阳能电池，以及LECO处理后Ag-Si界面的横截面视图。图5c和5d中的示意图说明了LECO处理在活性和非活性界面上形成Ag-Si接触的形成机制。在LECO活性界面上，由于玻璃层的不均匀分布，只有部分金字塔顶部形成了相对短路的电流路径，创造了一个电流限制的界面。在激光扫描过程中，光电流通过这些短路路径传递到Ag电极，电流限制和玻璃的热绝缘性能相结合，导致了纳米尺寸的焦耳加热，促进了Ag-Si的共晶反应。而在LECO非活性界面上，由于钝化层被广泛刻蚀，导致电流路径电阻相对一致，且玻璃层较薄，阻碍了热量积累，阻止了Ag和Si之间有效共晶反应的发生。
