home Productietechnologie Fabricage-apparatuur
Industriële fabricage
Industrieel internet der dingen | Industriële materialen | Onderhoud en reparatie van apparatuur | Industriële programmering |
home  MfgRobots >> Industriële fabricage >  >> Industrial materials >> Nanomaterialen

In situ groei van metaalsulfide-nanokristallen in poly(3-hexylthiofeen):[6,6]-fenyl-C61-boterzuurmethylesterfilms voor Omgekeerde hybride zonnecellen met verbeterde fotostroom

Abstract

Er is gemeld dat de prestaties van organische zonnecellen met heterojunctie in bulk kunnen worden verbeterd door nano-heterostructuren van metalen, halfgeleiders en diëlektrische materialen in de actieve laag op te nemen. In dit manuscript, CdS of Sb2 S3 nanokristallen werden in situ gegenereerd in het poly(3-hexylthiofeen):[6,6]-fenyl C61-boterzuur (P3HT:PC61 BM) systeem door willekeurig P3HT en PC61 . te mengen BM in aanwezigheid van cadmium of antimoonxanthaatprecursor. Hybride zonnecellen (HSC's) met de configuraties van met tin gedoteerd indiumoxidesubstraat (ITO)/CdS-interfacelaag/P3HT:PC61 BM:x gew.% CdS/MoO3 /Ag en ITO/CdS-interfacelaag /P3HT:PC61 BM:x gew.% Sb2 S3 /MoO3 /Ag werden gefabriceerd. Hybride actieve lagen (P3HT:PC61 BM:x gew.% CdS of P3HT:PC61 BM:x gew.% Sb2 S3 ) werden volledig gevormd door de film thermisch te gloeien, resulterend in de ontleding van de cadmium- of antimoonxanthaat-precursor tot CdS of Sb2 S3 nanokristallen, respectievelijk. De effecten van x gew.% CdS (of Sb2 S3 ) nanokristallen op de prestaties van de HSC's werden bestudeerd. Uit UV–Vis-absorptie, mobiliteit van gaten en morfologische kenmerken van het oppervlak is bewezen dat opname van 3 gew.% CdS (of Sb2 S3 ) nanokristallen in de actieve laag van P3HT:PC61 Op BM gebaseerde zonnecellen verbeterden de optische absorptie, de mobiliteit van de gaten en de oppervlakteruwheid in vergelijking met P3HT:PC61 Op BM gebaseerde zonnecellen, wat resulteert in de verbeterde stroomconversie-efficiëntie (PCE's) van de apparaten.

Achtergrond

Op organische halfgeleiders gebaseerde fotovoltaïsche apparaten worden gecomplementeerd door verschillende voordelige eigenschappen, zoals een laag gewicht, lage kosten, het gemak van op oplossingen gebaseerde roll-to-roll grootschalige fabricage en compatibiliteit met flexibele materialen [1, 2]. Bovendien zijn anorganische halfgeleiders ideaal voor zeer efficiënte zonnecellen vanwege hun superieure ladingsmobiliteit, chemische stabiliteit en de verbeterde lichtabsorptie (potentieel om hun optische bandafstand af te stemmen op het nabij-infrarode gebied) [3, 4]. Daarom hebben hybride zonnecellen (HSC's), bestaande uit zowel organische halfgeleiders als anorganische halfgeleiders, veel aandacht gekregen, voornamelijk vanwege de belofte om de aantrekkelijke eigenschappen van beide klassen materialen te integreren [5,6,7]. Een typische HSC is gebaseerd op het bulk heterojunctieconcept waarin een mengsel van organische materialen en anorganische nanodeeltjes actieve laag ingeklemd tussen twee ladingsverzamelende elektroden [5,6,7]. Tot op heden is een breed scala aan organische materialen, zoals geconjugeerde polymeren met een lage bandafstand [7], samen met veel anorganische materialen, waaronder metalen nanomaterialen (Ag, Au) [8, 9], silicium [10, 11], metaaloxide nanodeeltjes (ZnO, TiO2 ) [12,13,14], siliciumdioxide nanodeeltjes (SiO2 ) [15], cadmiumverbindingen (CdS, CdSe, CdTe) [16,17,18], nanodeeltjes met lage bandafstand (PbS, PbSe, Sb2 S3 ,Cu2 S, SnS2 , CuInS2 , FeS2 ) [19,20,21,22,23,24,25], enzovoort, zijn toegepast als de actieve laag in HSC's.

De prestaties van HSC's hangen in grote mate af van het vermogen om materialen en interfacestructuur te controleren op de nanometer-lengteschaal [26]. De conventionele methode voor het bereiden van de organische en anorganische samengestelde actieve laag is het direct mengen van een bepaald organisch polymeer met het bereide, met een ligand bedekte anorganische nanokristal door gebruik te maken van een co-oplosmiddel [16,17,18,19,20,21,22,23, 24,25]. Hoewel opname van de oppervlakteliganden in de organische/anorganische composiet de verdeling van nanokristallen in een geconjugeerd polymeer kan verbeteren, zouden de liganden met lange keten een isolerend grensvlak tussen de polymeermatrix en de nanokristallen vormen. Om een ​​resultaat te zijn, zal het isolerende grensvlak de ladingsoverdracht tussen het polymeer en de nanokristallen remmen, en het co-oplosmiddel zal de oriëntatie van de polymeerketen en de oplosbaarheid van anorganische nanokristallen nadelig beïnvloeden, en daardoor de stroomconversie-efficiëntie (PCE's) van de apparaten beïnvloeden [ 5, 27]. Deze nadelen kunnen grotendeels worden omzeild door verschillende alternatieve strategieën, waaronder liganduitwisseling [27, 28], het gebruik van thiolen, poly- en oligothiofenen en amine-gefunctionaliseerde copolymeer oppervlakteactieve stoffen [29,30,31], waarbij gebruik wordt gemaakt van thermisch splitsbare liganden [ 32] en de synthese van nanokristallen in geleidende polymeeroplossing [33]. Een andere alternatieve strategie is het in situ genereren van de anorganische halfgeleider in het organische materiaal zonder oppervlakteactieve stoffen of liganden [26, 34, 35]. Daarbij wordt een polymeeroplossing neergeslagen die een goed oplosbare organometallische voorloper van de anorganische nanodeeltjes bevat. Omdat de organometallische voorloper gemakkelijk oplosbaar is in organische media, kan deze samen met het polymeer uit de oplossing tot een dunne film worden gegoten. Na thermische ontleding van de film wordt de organometallische voorloper omgezet in anorganisch materiaal met de polymeerlaag, wat zorgt voor een innige vermenging en gelijktijdig efficiënt foto-geïnduceerd ladingstransport. Op deze manier kunnen de hybride actieve lagen worden gevormd zonder oppervlakteliganden en co-oplosmiddel. De groep van Haque heeft een algemene methode gerapporteerd die gebaseerd is op de gecontroleerde in situ thermische ontleding van een single-source metaalxanthaat-precursor in een polymeerfilm [26, 36,37,38,39,40]. Fotovoltaïsche apparaten gebaseerd op dergelijke hybride lagen met de configuratie van met tin gedoteerd indiumoxidesubstraat (ITO)/TiO2 /CdS-interfacelaag/P3HT:CdS/poly(3,4-ethyleendioxythiofeen) gedoteerd met polystyreensulfonzuur (PEDOT:PSS)/Ag en ITO/TiO2 /CdS-interfacelaag/P3HT:Sb2 S3 /PEDOT:PSS/Ag vertoonden PCE's van respectievelijk 2,17 en 1,29% [36, 38].

In dit artikel, voor de overwegingen van het gebruik van de synergetische effecten tussen P3HT:PC61 Op BM gebaseerde zonnecellen en metaalsulfide nanokristallen (CdS en Sb2 S3 ) als een gedoteerd materiaal voor het bieden van superieure ladingsmobiliteit en het verbeteren van lichtabsorptie, rapporteren we de HSC's met de configuratie van ITO/CdS-interfacelaag/P3HT:PC61 BM:x gew.% CdS/MoO3 /Ag en ITO/CdS-interfacelaag/P3HT:PC61 BM:x gew.% Sb2 S3 /MoO3 /Ag. Hier werden ITO en Ag gemaakt als kathode en de bovenste anode, terwijl CdS-interfacelaag en MoO3 werden respectievelijk gebruikt voor elektronen- en gatentransporterende lagen. CdS of Sb2 S3 nanokristallen werden in situ gegenereerd in de P3HT:PC61 BM-systeem door willekeurig P3HT en PC61 . te mengen BM in aanwezigheid of afwezigheid van cadmium of antimoonxanthaatprecursor. Hybride actieve lagen (P3HT:PC61 BM:x gew.% CdS of P3HT:PC61 BM:x gew.% Sb2 S3 ) werden volledig gevormd door de film thermisch te gloeien, resulterend in de ontleding van de cadmium- of antimoonxanthaat-precursor tot CdS of Sb2 S3 nanokristallen, respectievelijk. De effecten van x gew.% CdS (of Sb2 S3 ) nanokristallen over de prestaties van P3HT:PC61 Op BM gebaseerde HSC's werden bestudeerd. En de hoogste PCE's van 2,91 en 2,92% werden behaald voor de HSC's met 3 gew.% CdS-nanokristallen en 3 gew.% Sb2 S3 nanokristallen, respectievelijk. UV–Vis-absorptie, mobiliteit van gaten en morfologische karakteriseringen van het oppervlak van de actieve lagen zijn uitgevoerd om de waarschijnlijke redenen voor de verbetering van de prestaties van het apparaat te begrijpen.

Methoden/experimenteel

Vervaardiging en karakterisering van HSC's

De organische/anorganische HSC's, met apparaatconfiguratie van ITO/CdS-interfacelaag /P3HT:PC61 BM:x gew.% CdS of Sb2 S3 /MoO3 /Ag werden als volgt gefabriceerd:ten eerste, cadmiumxanthaatprecursor (Di(ethylxanthato-κ 2 S ,S ′)bis(pyridine-κ N )cadmium(II), Cd(S2 COEt)2 (C5 H4 N)2 , Et = ethy) en antimoonxanthaatprecursor (Tri(ethylxanthato-κ 2 S ,S ′)antimoon(III), Sb(S2 COEt)3 ) werden respectievelijk bereid volgens de eerder gepubliceerde procedure [26, 38, 39]. Ten tweede, een ITO-gecoat glas met een patroon en een plaatweerstand van 10~15  square −1 werd op zijn beurt gereinigd in gedeïoniseerd water, aceton en isopropanol. Daarna werd de CdS-interfacelaag (10 nm) afgezet als elektronentransporterende laag volgens het eerder gepubliceerde werk [41], uit een 100 mg/mL chloorbenzeenoplossing van Cd(S2 COEt)2 (C5 H4 N)2 door spincoating bij 6000 tpm gedurende 40 s, gevolgd door gloeien bij 160 ° C gedurende 15 minuten in een stikstof-handschoenenkastje. De actieve laag werd bovenop de CdS-interfacelaag afgezet. De ongerepte P3HT:PC61 BM bij 1:1 gewichtsverhouding oplossing in chloorbenzeen met een concentratie van 17 mg mL −1 van P3HT werd bereid. Om de hybride oplossing te vormen, wordt cadmiumxanthaat-precursor (Cd(S2 COEt)2 (C5 H4 N)2 ) of antimoonxanthaatprecursor (Sb(S2 COEt)3 ) werden toegevoegd aan de zuivere oplossing (x gew.% CdS of Sb2 S3 met betrekking tot het gewicht van P3HT). De actieve laag werd uit deze mengseloplossingen gedurende 40 s bij 600 rpm gecentrifugeerd, gevolgd door gedurende 30 minuten op een hete plaat bij 160 ° C in een handschoenenkastje te gloeien. In een controle-experiment, P3HT:PC61 BM-only laag (bij 1:1 gewichtsverhouding oplossing in chloorbenzeen met een concentratie van 17 mg ml −1 van P3HT) zonder Cd(S2 COEt)2 (C5 H4 N)2 of Sb(S2 COEt)3 werd ook spin-coated en uitgegloeid onder dezelfde experimentele omstandigheden. Vervolgens werden de monsters overgebracht naar een hoogvacuümkamer (onder vacuüm van 3 × 10 −5 Pa) om de HSC's te voltooien, waarbij een 8 nm dikke MoO3 gatverzamellaag en een 100 nm dikke Ag-anode werden thermisch verdampt door schaduwmaskers. De dikte van de verdampte kathode werd gevolgd door een monitor voor de dikte/verhouding van kwartskristallen (SI-TM206, Shenyang Science Co.). Bovendien had elk apparaat een actief gebied van 0,10 cm 2 . Alle fabricageprocessen werden uitgevoerd in een gecontroleerde atmosfeer in een stikstof-drybox (Etelux Co.) die minder dan 1 ppm zuurstof en vocht bevat.

Thin Film en Device Characterization

Röntgendiffractie (XRD) gegevens werden gemeten op een PAN alytical X'Pert Pro röntgendiffractometer uitgerust met grafiet gemonochromatiseerde Cu Kα-straling (λ  =-1,541874 ). De versnellingsspanning werd ingesteld op 40 kV met een flux van 40 mA in het 2θ-bereik van 10-70 °. Thermogravimetrische analyse (TGA) metingen van metaalxanthaat-precursorcomplex werden uitgevoerd op een thermisch analysesysteem (pyris diamond 6300, PerkinElmer) onder een verwarming snelheid van 10 °C min −1 en een stikstofstroomsnelheid van 20 ml min −1 . UV-Vis-absorptiemetingen van de monsters werden geregistreerd bij kamertemperatuur met een U-3900H-spectrofotometer (Shanghai Tianmei). De PCE's van de resulterende HSC's werden gemeten onder 1 zon, AM 1.5G (Air mass 1.5 global) conditie met behulp van een zonnesimulator (XES-70S1, San-EI Electric Co.) (100 mW cm −2 ). De stroomdichtheid-spanningskarakteristieken (J-V) werden geregistreerd met een Keithley 2410 bronmeeteenheid in de stikstof-drybox (Etelux Co.). De spectrale reacties van de apparaten werden gemeten met een commerciële EQE/incident-foton naar de huidige conversie-efficiëntie (IPCE) opstelling (7-SCSpecIII, Beijing 7-star Optical Instruments Co., Ltd.). Een gekalibreerde siliciumdetector werd gebruikt om de absolute lichtgevoeligheid te bepalen. Atomaire krachtmicroscopie (AFM)-beelden met tikkende modus werden verkregen met behulp van een MFP-3D-SA-systeem (Asylum Research).

Resultaten en discussie

Thermische stabiliteit van Cd(S2 COEt)2 (C5 H4 N)2 en Sb(S2 COEt)3 werden eerst door TGA onderzocht, zoals weergegeven in Fig. 1. Cd(S2 COEt)2 (C5 H4 N)2 begint te ontbinden bij ongeveer 50 ° C en is voltooid bij 150 ° C, de uiteindelijke restmassa (ongeveer 25,0%) ligt dicht bij die van CdS (28,1%), wat ook werd bewezen in het vorige werk [41]. Sb(S2 COEt)3 begint te ontbinden bij ongeveer 120 °C en is voltooid bij 160 °C, en het resterende gewicht (35,8%) komt overeen met Sb2 S3 (35,0%), wat consistent is met het eerdere werk [42].

TGA-plots van Cd(S2 COEt)2 (C5 H4 N)2 en Sb(S2 COEt)3

Dunne films werden spin-coated uit chloorbenzeenoplossing van Cd(S2 COEt)2 (C5 H4 N)2 of Sb(S2 COEt)3 eerst werden vervolgens gedurende 30 minuten bij 160 ° C gegloeid. Als resultaat werden respectievelijk de gele of oranje dunne films verkregen. Om de structuureigenschappen van de dunne films te karakteriseren, werden XRD-onderzoeken van de gegloeide films uitgevoerd. De XRD-patronen van het product worden getoond in Fig. 2. Volgens de referentiepatronen voor hexagonale CdS (PDF 41-1049) en kubische CdS (PDF 01-080-00019) is het duidelijk dat de diffractiepieken in Fig. 2a kan worden geïndexeerd op een mengsel van hexagonale en kubische kristalstructuur, die boven de pieken werden getoond (h en c geven respectievelijk de hexagonale en kubische fase aan), zoals beschreven in het vorige artikel [37]. De diffractiepieken in figuur 2b kunnen volledig worden geïndexeerd met de orthorhombische fase van Sb2 S3 (celconstanten a = 11.23 Å, b = 11.31 Å, c = 3.841 Å; JCPDS-kaartbestand 42–1393) [43, 44], wat goed overeenkomt met de TG-resultaten in figuur 1.

XRD-patronen van de dunne films verkregen door thermische ontleding van a (Cd(S2 COEt)2 (C5 H4 N)2 ) en b Sb(S2 COEt)3 , respectievelijk

De oppervlaktemorfologieën van CdS en Sb2 S3 dunne films zijn ook uitgebuit. Aanvullend bestand 1:Afbeelding S1 geeft de morfologie-evolutie van ITO voor (Aanvullend bestand 1:Afbeelding S1a) en na thermische ontleding (160 °C, 15 min) van de chloorbenzeenoplossing van Cd(S2 COEt)2 (C5 H4 N)2 (Aanvullend bestand 1:Afbeelding S1b) en Sb(S2 COEt)3 (Extra bestand 1:Afbeelding S1c). Zoals beschreven in ons vorige werk [41], is te zien dat het oppervlak van kale ITO een dicht opeengepakte verzameling fijne kristallen vertoont met een korrelgrootte van ongeveer 10 nm. Na thermische ontleding van de chloorbenzeenoplossing van cadmium of antimoonxanthaat-precursor, is het duidelijk dat CdS-nanokristalfilm (ongeveer 60 ~ 100 nm) of Sb2 S3 nanokristal (100~200 nm grote clusters) film wordt gevormd op ITO-substraat.

Om het effect van CdS (of Sb2 S3 ) nanokristallen over de prestaties van P3HT:PC61 Op BM gebaseerde HSC's, apparaten zijn gefabriceerd met behulp van de structuur ITO/CdS-interfacelaag/P3HT:PC61 BM:x gew.% CdS (of Sb2 S3 )/MoO3 /Ag zoals weergegeven in Fig. 3a. CdS of Sb2 S3 nanokristallen werden in situ gegenereerd in de P3HT:PC61 BM-systeem door willekeurig P3HT en PC61 . te mengen BM in aanwezigheid of afwezigheid van cadmium of antimoonxanthaatprecursor. Hybride actieve lagen (P3HT:PC61 BM:x gew.% CdS of P3HT:PC61 BM:x gew.% Sb2 S3 ) werden volledig gevormd door de film thermisch te gloeien, waardoor de cadmium- of antimoonxanthaat-precursor ontleedde in CdS of Sb2 S3 nanokristallen, respectievelijk (SEM-afbeeldingen van P3HT:PC61 BM, P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS en P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 films op ITO-substraten werden getoond in aanvullend bestand 1:figuur S2). In ons experiment werden een gloeitemperatuur van 160 °C en een gloeitijd van 30 minuten gekozen om de voorloper van cadmium of antimoonxanthaat volledig te laten ontbinden (zie de TGA-grafieken van Cd(S2 COEt)2 (C5 H4 N)2 en Sb(S2 COEt)3 in Afb. 1).

een Schematisch diagram van de HSC's. b J–V-curven van de HSC's op basis van P3HT:PC61 BM:CdS met verschillende gew.% CdS-nanokristallen. c J–V-curven van de HSC's op basis van P3HT:PC61 BM:Sb2 S3 met verschillend gew.% van Sb2 S3 nanokristallen. d Energiebanddiagram van de gebruikte materialen in de actieve laag in de HSC's

J–V-kenmerken van de HSC's met verschillende gew.% CdS (of Sb2 S3 ) nanokristallen opgenomen in de organische lagen worden getoond in figuur 3b (of figuur 3c), en de fotovoltaïsche parameters, inclusief kortsluitstroom (J sc ), nullastspanning (V oc ), vulfactor (FF), de serieweerstand (R S ) en PCE, worden weergegeven in Tabel 1. Alle gegeven gegevens zijn de gemiddelde waarden berekend op basis van meer dan 20 apparaten. Het apparaat zonder CdS (of Sb2 S3 ) nanokristallen (ITO/CdS-interfacelaag/P3HT:PC61 BM:/MoO3 /Ag) liet een J . zien sc van 7,77 mAcm −2 , een V oc van 0,58 V, een FF van 0,52 en een PCE van 2,34%. Met toevoeging van CdS of Sb2 S3 nanokristallen, werd waargenomen dat V oc , dat wordt beperkt door het energieverschil tussen het hoogste bezette moleculaire orbitaal (HOMO) niveau van polymeerdonor en het laagste onbezette moleculaire orbitaal (LUMO) niveau van de acceptor in polymere zonnecellen [45, 46], blijft ongeveer 0,58-0,59 V in alle HSC's. Dit kan worden afgeleid uit het feit dat PC61 BM treedt op als acceptant en CdS of Sb2 S3 zou kunnen werken als een elektronencascade (het energiebanddiagram van de materialen die in de actieve laag in de HSC's worden gebruikt, wordt getoond in Fig. 3d), zoals vermeld in het vorige werk [47]. Voor de HSC's met toevoeging van CdS, J sc ten eerste stijgt van 7,77 naar 8,72 mA cm −2 met de toename van CdS van 0 tot 3 gew.%, en vervolgens afnemend tot 8,23 mA cm −2 wanneer de massa van CdS verder toeneemt van 3 tot 7 gew.%. Tegelijkertijd R S vermindert uiteraard van 22,15 Ω cm 2 (0 wt.% CdS) tot 16,70 Ω cm 2 (3 gew.% CdS), wat bijdraagt ​​aan een opmerkelijke stijging van FF van 0,52 naar 0,56. Als resultaat levert de HSC met 3 gew.% CdS-nanokristallen de beste apparaatprestaties, met een PCE van 2,91%. Het is vermeldenswaard dat deze waarde veel hoger is dan de beste PCE van 0,95% die Chand's groep heeft behaald in de HSC's (ITO/PEDOT:PSS/P3HT:PC61 BM:CdS/Al) met behulp van CdS-nanokristallen vervaardigd door oplossingschemie als een van de componenten in de actieve laag [48]. De wijzigingsregels van J sc en FF in de HSC's met toevoeging van Sb2 S3 waren vergelijkbaar met die in de HSC's met toevoeging van CdS, behalve de meer voor de hand liggende toename van J sc (van 7,77 tot 9,15 mA cm −2 ) met de toename van Sb2 S3 van 0 tot 3 gew.%. Toevallig heeft het apparaat met 3 gew.% Sb2 S3 nanokristallen biedt ook de hoogste PCE van 2,92% met J sc van 9,15 mAcm −2 , V oc van 0,58 V, FF van 0,54.

Een andere bruikbare parameter voor het bepalen van de PCE van de HSC's is de IPCE, die 100% bereikt wanneer alle invallende fotonen elektronengatparen genereren. In praktische situaties is IPCE vanwege verliezen veroorzaakt door de reflectie van invallende fotonen, imperfecte absorptie van fotonen door de halfgeleider en recombinatie van ladingsdragers in de halfgeleider echter typisch minder dan 100% [8]. IPCE-spectra voor de fotovoltaïsche apparaten op basis van P3HT:PC61 BM, P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS en P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 worden ter vergelijking weergegeven in Fig. 4a. Hoewel alle IPCE-spectra qua vorm vergelijkbaar zijn, is de IPCE-waarde voor de HSC's die P3HT:PC61 bevatten BM:3 gew.% CdS (of P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 ) hoger is dan die voor de P3HT:PC61 BM in alle golflengten (300-650 nm). Bijvoorbeeld het fotovoltaïsche apparaat van P3HT:PC61 BM bleek een IPCE-maximum te hebben van bijna 55% bij 540 nm en de IPCE's van de HSC's met P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS en P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 zijn respectievelijk 60 en 65% op dezelfde golflengte.

een IPCE-curven van de HSC's op basis van P3HT:PC61 BM, P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS en P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 . b UV–Vis-absorptiespectra van de films van P3HT:PC61 BM, P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS en P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3

Om de waarschijnlijke redenen voor verbetering van de apparaatprestaties door toevoeging van CdS of Sb2 te begrijpen S3 nanokristallen, UV-Vis-absorptiestudies zijn eerst uitgevoerd op de films van P3HT:PC61 BM, P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS en P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 met dezelfde dikte. UV-zichtbare absorptiespectra in Fig. 4b laten zien dat de absorptie van de films toevoeging van CdS of Sb2 S3 nanokristallen in P3HT:PC61 BM waren bijna gelijk aan die van P3HT:PC61 BM, terwijl absorptie van P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS was iets hoger dan die van P3HT:PC61 BM. Verder is de absorptie van P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 was duidelijk hoger dan die van P3HT:PC61 BM. Dat wil zeggen, de inbedding van 3 gew.% CdS of Sb2 S3 in P3HT:PC61 BM-matrix verbeterde de optische absorptie behoorlijk in vergelijking met P3HT:PC61 BM, waardoor de J . wordt verbeterd SC van de apparaten.

Daarna, de gatenmobiliteit van apparaten op basis van P3HT:PC61 BM, P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS en P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 werden bepaald door toepassing van het space-charge limited current (SCLC) -model [49]. Afbeelding 5 toont J 1/2 –V-curves van de apparaten met alleen gaten (ITO/PEDOT:PSS/P3HT:PC61 BM(of P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS of P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 )/MoO3 /Ag). De mobiliteit van de schijnbare gaten berekend op basis van het SCLC-model bleek 4,09 × 10 −5 te zijn. cm 2 V −1 s −1 , 1,53 × 10 −4 cm 2 V −1 s −1 , en 1,69 × 10 −4 cm 2 V −1 s −1 voor de apparaten met P3HT:PC61 BM, P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS en P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 als de actieve laag, respectievelijk. Het is duidelijk dat de mobiliteit van de gaten toeneemt wanneer 3 gew.% CdS of Sb2 S3 ingebed in P3HT:PC61 BM-matrix. Studies hebben aangetoond dat in P3HT:PC61 BM, de mobiliteit van elektronen is hoger dan de mobiliteit van gaten en deze onbalans van de drager is nadelig voor de fotovoltaïsche prestaties [9, 50]. De toename van de mobiliteit van gaten in het apparaat op basis van P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS of P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 maakt meer gebalanceerd ladingstransport in de actieve laag mogelijk, waardoor de J . wordt verbeterd SC en FF, en bovendien de PCE van het apparaat verbeteren, zoals vermeld in het vorige werk [9].

J 1/2 –V-curven van de apparaten met alleen gaten voor de apparaten met P3HT:PC61 BM, P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS en P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 als de actieve laag, respectievelijk

De micromorfologieën van de actieve lagen werden verder onderzocht met AFM in tapmodus om de effecten van de toevoeging van CdS of Sb2 te onthullen. S3 . De hoogtebeelden van een ongerepte P3HT:PC61 BM-film en twee ternaire films met 3 gew.% CdS en 3 gew.% Sb2 S3 worden getoond in Fig. 6. De oppervlaktemorfologie van de P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS en P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 laag vertonen een duidelijke toename van de oppervlakteruwheid, waarbij de wortelgemiddelde ruwheid toeneemt van respectievelijk 2,82 tot 8,89 nm en 7,13 nm. De grotere ruwheid waargenomen voor de P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS en P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 film kan een gevolg zijn van de aanwezigheid van de CdS en Sb2 S3 nanokristallen in de P3HT:PC61 BM actieve laag. De CdS of Sb2 S3 nanokristallen worden verondersteld te dienen als een medium voor het verbeteren van de interpenetratie van P3HT-moleculen en PC61 BM in de composietfilm, wat leidt tot superieure excitondissociatie. Als resultaat van deze superieure excitondissociatie, wordt de J SC van de HSC's gebaseerd op P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS en P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 waren verhoogd [51]. Aan de andere kant, de opname van CdS of Sb2 S3 nanokristallen in P3HT:PC61 BM verhoogt de oppervlakteruwheid van de film, waardoor het contactoppervlak tussen de actieve laag wordt vergroot (P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS of P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 ) en de gatentransporterende laag (MoO3 ). Op deze manier werd een efficiëntere gatenverzameling bij de anode gevonden, wat zou kunnen resulteren in de verbeterde J SC en FF van de apparaten [52].

AFM-hoogtebeelden van a P3HT:PC61 BM, b P3HT:PC61 BM:3 gew.% CdS, en c P3HT:PC61 BM:3 gew.% Sb2 S3 films op ITO-substraten

Conclusies

Concluderend, als een gedoteerd materiaal voor het bieden van superieure ladingsmobiliteit en het verbeteren van lichtabsorptie, CdS of Sb2 S3 nanokristallen werden in situ gegenereerd in de P3HT:PC61 BM-systeem door willekeurig P3HT en PC61 . te mengen BM in aanwezigheid van cadmium of antimoonxanthaatprecursor. De thermische stabiliteit van cadmium- of antimoonxanthaat-precursor en structuur van de CdS of Sb2 S3 films werden gekenmerkt. De HSC's met de configuratie van ITO/CdS-interfacelaag/P3HT:PC61 BM:x gew.% CdS/MoO3 /Ag en ITO/CdS-interfacelaag /P3HT:PC61 BM:x gew.% Sb2 S3 /MoO3 /Ag werden gefabriceerd. De effecten van x gew.% CdS (of Sb2 S3 ) nanokristallen over de prestaties van P3HT:PC61 Op BM gebaseerde HSC's werden bestudeerd. Het is bewezen dat de opname van CdS (of Sb2 S3 ) nanokristallen in de actieve laag van P3HT:PC61 Op BM gebaseerde zonnecellen helpen bij het verbeteren van PCE's. En de hoogste PCE's van 2,91 en 2,92% werden behaald voor de HSC's met 3 gew.% CdS-nanokristallen en 3 gew.% Sb2 S3 nanokristallen, respectievelijk. Op basis van UV–Vis-absorptie, mobiliteit van gaten en morfologische kenmerken van het oppervlak, hebben onze onderzoeken gesuggereerd dat 3 gew.% CdS of Sb2 S3 ingebed in P3HT:PC61 BM-matrix verbeterde de optische absorptie, de mobiliteit van het gat en de oppervlakteruwheid in vergelijking met P3HT:PC61 BM, wat resulteert in de verbeterde PCE's van de apparaten. De methode van in situ generatie van anorganische halfgeleider nanokristallen in de organische materialen kan worden toegepast om zeer efficiënte HSC's te ontwerpen.


Nanomaterialen

  • Metaal
  • Hars
  • vezel
  • Samengesteld materiaal
  • Nanomaterialen
  • Polymeer materialen
  • Biologie
  • kleurstof
  • Kruiden
    1. Nanobomen voor kleurstofgevoelige zonnecellen
    2. Nano-heterojuncties voor zonnecellen
    3. Elektrospun polymeer nanovezels versierd met edele metalen nanodeeltjes voor chemische detectie
    4. Verbeterd niet-lineair optisch effect in hybride vloeibaar-kristalcellen op basis van fotonisch kristal
    5. Zeer geleidende PEDOT:PSS transparante gattransportlaag met oplosmiddelbehandeling voor hoogwaardige silicium/organische hybride zonnecellen
    6. Verbeterde stabiliteit van gouden magnetische nanodeeltjes met poly(4-styreensulfonzuur-co-maleïnezuur):op maat gemaakte optische eigenschappen voor eiwitdetectie
    7. Synthese van ZnO-nanokristallen en toepassing in omgekeerde polymeerzonnecellen
    8. Zeer efficiënte omgekeerde perovskiet-zonnecellen met CdSe QDs/LiF-elektronentransportlaag
    9. Opeenvolgend door damp gegroeid hybride perovskiet voor vlakke heterojunctie zonnecellen
    10. Hybride UV-ozon-behandelde rGO-PEDOT:PSS als een efficiënt gattransportmateriaal in omgekeerde vlakke perovskiet-zonnecellen
    11. Verbeterde energieconversie-efficiëntie van perovskiet-zonnecellen met een up-conversiemateriaal van Er3+-Yb3+-Li+ tri-gedoteerde TiO2