Verbeterde kortsluitstroomdichtheid in III-nitride nanostaf/Si (111) zonnecellen door lichtopvanging

Samenvatting

Een effectieve-oppervlakte fotovoltaïsche rendement van 1,27% in vermogensomzetting, exclusief het grid-metalcontactoppervlak en onder 1 zon, AM 1.5G condities, is verkregen voor de p-GaN/i-InGaN/n-GaN diode-arrays die epitaxiaal zijn gegroeid op (111)-Si. De kortsluitstroomdichtheid is 14,96 mA/cm² en de open-circuitspanning is 0,28 V. Verbeterde lichtopvanging verkregen via meerdere reflecties binnen de spanning- en defectvrije III-nitride nanostaf-array structuren en de kortgolven respons versterkt door de wijd-bandgat III-nitride constituenten worden geacht bij te dragen aan de waargenomen verbeteringen in apparaatprestaties.

Inleiding

De ontwikkeling van groene energie is steeds essentieel geworden en de light-emitting diode (LED) en zonnecelindustrieën hebben zich snel ontwikkeld als gevolg van een steeds groeiend energiecrisis. De afgelopen decennia zijn III-nitride halfgeleiders met succes toegepast in LED-apparaten, wat heeft geleid tot substantiële commerciële voordelen. Op dit moment zoeken veel wetenschappers het onderzoekspotentieel van III-nitriden voor fotovoltaïsche toepassingen te benutten. Groep III-V nitride materialen hebben veel voordelen voor fotovoltaïsche systemen, zoals een direct bandgat met een grote absorptiecoëfficiënt, een wijd bandgatbereik dat het grootste deel van het zonspectrum dekt via band engineering, hoge drager mobiliteit, en superieure stralingsweerstand. Op basis van deze uitstekende eigenschappen zijn verschillende apparaatstructuurontwerpen gesimuleerd, zoals InGaN/Si tandemcellen, houdende drager zonnecellen, Schottky-gebaseerde zonnecellen, enkele en meerderejunctie zonnecellen, evenals polarisatie-effecten op zonnecelprestaties. De simulaties voorspelden dat InGaN/Si heterostructurale tandemcellen efficiënties van 21–36% kunnen bereiken op basis van verschillende simulatiemodellen. Het vermogensomzettingsrendement (PCE) van InGaN homostructurale tandem zonnecel met vier verschillende In-samenstellingen wordt voorgesteld op 51% onder 1-zon bestraling en 58% onder 250-zon geconcentreerde condities. Echter, de kwesties van verontreinigingen en niet-stralende recombinatie worden steeds significanter onder lage-temperatuur InGaN dunne film groeicondities. De significante stapfouten en dislocatiedichtheden door rooster mismatch leiden tot afname in drager diffusielengte en beperking van zonnecel PCE. Daarom blijven talloze uitdagingen voor de realisatie van de potentiële mogelijkheden van hoge-efficiënte III-nitride fotovoltaïsche apparaten.

In het afgelopen decennium zijn veel relevante onderwerpen bestudeerd zoals hoge-In InGaN kristalgroei methoden op vrijstaand GaN substraat, p-type InGaN doping, kwantumput ontwerpen, elektrode ontwerpen, concentrator fotovoltaïca, intermediaire band zonnecellen, en reflectie-verminderde structuren. Bovendien zijn niet-polaire nitride-gebaseerde zonnecellen onderzocht op het polarisatie-effect. Dahal et al. demonstreerden een hoger dan 30%-In InGaN multiple-kwantumput zonnecel operatie bij langere golflengtes (> 420 nm) en illustreerden een 3,03% efficiëntie onder verhoogde verlichtingsintensiteit tot 30 zonnen. Mori et al. onderzochten concentrator nitrade-gebaseerde zonnecellen en adresserden de hoogste PCE van 4% geopereerd bij een hoge lichtintensiteit tot 300 zonnen. Hoewel verschillende onderzoeksgroepen verschillende structurele of optische ontwerpen boden en de groeitechnieken verbeterden, daalde de PCE van III-nitride zonnecellen niet veel voort. Aan de andere kant demonstreerden Reichertz et al. dat tandem zonnecellen haalbaar zijn door epitaxiaal p-n junctie GaN te groeien op p-n junctie Si substraat. Hun resultaten gaven aan dat het Si substraat bijdroeg aan langgolvende efficiëntie terwijl nitride bijdroeg aan kortgolvende efficiëntie. Silicium substraten bieden niet alleen een laagkostige oplossing maar ook PCE verbetering en goede thermische geleiding.

Meestal worden voor zonnecelgroei continue filmaaglagen op elkaar gegroeid wat resulteert in hoge dislocatiedichtheid. Echter, wanneer III-nitriden in nanostructuren gegroeid worden, is de bodemoppervlakte in contact met het substraat klein, waardoor threading dislocaties verminderd worden en spanning ook minimaal kan zijn. Tessarek et al. rapporteerden dat de dislocaties van GaN nanostaven verdwenen als de diameter daalt tot 200 nm. Daarom, als alternatief voor filmgroei op siliciumsubstraten, zou het een voorkeurskeuze zijn om III-nitride nanostaf zonnecellen te groeien om de kosten te verlagen, de kristalkwaliteit te verbeteren, en de cellefficiëntie te verhogen. Ook hebben nanostaven/nanodraden een grote capaciteit voor fotovoltaïsche toepassingen omdat de fotogegenereerde elektronen effectiever verzameld kunnen worden voordat ze recombineren met gaten door een direct pad naar de elektroden en nanostafstructuren de lichtopvanging kunnen verbeteren voor versterkte fotonabsorptie. Verschillende groepen hebben fotodetectors, nanolasers, nano-LEDs, en fotoelektrochemische water splitting toepassingen gedemonstreerd gebaseerd op III-nitride nanostaven. Niettemin is het nadeel van nanostaf zonnecellen dat fotogegenereerde elektronen-gaatjes paren recombineren aan veelvuldige drager vangcentra door oppervlaktedefecten. Bovendien zijn de apparaatfabricatieprocessen van nanostaf zonnecellen ingewikkelder dan die van dunne film apparaten. Echter, het overwinnen van deze bovengenoemde kwesties heeft geresulteerd in een bijna drievoudige toename in PCE zoals getoond door Wallentin et al. waar de InP nanostaf array een 13,8% PCE heeft door optimalisatie van de nanostaf diameter en de lengte van het bovenste n-segment. Krogstrup et al. gaven aan dat een hoge kortsluitstroomdichtheid (Jsc) verkregen werd in de enkele core-shell GaAs nanodraad structuren door meer dan één orde van grootte lichtabsorptie verbeterd door lichtconcentratie. Wierer et al., Cansizoglu et al., en Nguyen et al. demonstreerden verschillende typen nitrade nanostaf-array zonnecellen op GaN template en Si substraat. De vergelijking van recente nanostaf/nanodraad fotovoltaïsch onderzoek is weergegeven in Supplementary Information: Tabel S1. Echter, de fotoelektrische conversiebijdragen van verschillende In-gehalte InGaN nanostaf ensemble fotovoltaïsche apparaten op goedkope Si (111) substraten zijn nog niet systematisch besproken.

In deze studie zijn Mg:GaN/InGaN/Si:GaN III-nitride nanostaf ensembles met 8% en 11% indiumconcentratie gegroeid op n-gedopeerd Si (111) substraten door plasma-ondersteunde moleculaire bundel epitaxie (PA-MBE, Veeco EPI930). De structurele eigenschappen en indiuminhouden werden geschat door hoge-resolutie röntgendiffractie (HR-XRD, Bede D1) metingen. De fijnstructuur van nanostaven werd geanalyseerd door hoge-resolutie transmissie-elektronenmicroscopie (HR-TEM, FEI E.O Tecnai F20 G2). De stroomdichtheid versus spanning (J-V) eigenschappen van nitrade zonnecellen werden besproken onder 1 zon, AM 1.5G verlichting (Newport 94023A). Externe kwantumefficiëntie (EQE, Enli Technology Co., Ltd., QE-R3018) werd gemeten om de spectrale respons te bestuderen. De banddiagram uitlijning en simulaties werden ook onderzocht om de elektronen- en gaatestransport te verklaren.

Experimentele Methode

Groei Techniek

De groei van Si:GaN en Mg:GaN/InGaN/Si:GaN nanostaven is gebaseerd op de plasma-ondersteunde moleculaire bundel epitaxie (PA-MBE) techniek. Alle monsters zijn gegroeid door een Veeco GEN930 PA-MBE systeem uitgerust met een 6N stikstof plasmabron (Veeco, UNI-Bulb). Het n-type Si (111) substraat met een resistiviteit van 0,001–0,005 Ω cm werd gereinigd met aceton, isopropanol, en gedemineraliseerd water in een ultrasoonbad voor 5 min bij elke stap om residuele organische verontreiniging te verwijderen en geëtst in een 48–51% HF:H₂O = 1:5 oplossing voor 5 min om het native oxide te verwijderen. Na het chemische reinigings/etsproces werd het Si substraat drooggeblazen met stikstofgas. Het Si substraat werd in de bufferkamer geïntroduceerd en vervolgens overgebracht in de groeikamer door een magnetisch gekoppelde transferarm. Voorafgaand aan de nanostafgroei werd het substraat thermisch gereinigd bij 900 °C gedurende 30 min om residueel native oxide te verwijderen voor het verkrijgen van een schone en geordende 7 × 7 gereconstrueerde Si oppervlakte. De geactiveerde stikstofatomen werden gegenereerd door een plasmakanon en de flux en zuiverheid werden gecontroleerd via een hoge-resolutie massa flow controller (HORIBA STEC, SEC-7320 M) en een stikstof zuiverder (Entegris, CE35KFI4R). De hoge zuiverheid (6N of hoger) Ga, In, Si, en Mg bronnen werden geleverd door vaste-bron effusie cellen. De groep III metaal en N₂ plasmabundel equivalente druk (BEP) werden gemeten met een bundelflux meter. Door de III/V flux verhoudingen te controleren tot N-rijke conditie, kunnen nanostaven verkregen worden. Eerst werden zelf-geassembleerde Si:GaN nanostaven gegroeid bij 760 °C gedurende 82 min. Desorptie van InN is kritiek bij verhoogde temperaturen omdat indium zal verdampen van het monsteroppervlak. Om indium in de nanostaven te behouden, werd de metal-gemoduleerde epitaxie (MME) techniek gebruikt. MME omvat periodieke opening en sluiting van de metaal sluiters om de metaalfluxen te moduleren, terwijl de N₂ sluiter open blijft. Voor het afstemmen van In-concentratie, bomardeerden twee verschillende cyclus tijden van In en Ga atomen het substraat afwisselend voor 20 s/30 s (monster B) en 30 s/30 s (monster C) met 50 periodes bij 550 °C. Ten slotte werd de Mg:GaN laag gegroeid bij 600 °C. De monsters werden gegroeid onder 9,25 × 10⁻⁶ torr actieve stikstof BEP met plasmavermogen 450 W, 2,42 × 10⁻⁸ torr In BEP, en 1,93 × 10⁻⁸ torr Ga BEP. Daarnaast werden de enkelvoudige Si:GaN nanostaven (monster A) ook voorbereid als een controle groep onder dezelfde conditie.

Apparaat Fabricatie

Na de nanostafgroei omvatte het apparaatfabricatieproces de volgende stappen. (1) Het apparaatoppervlak van 350 × 350 μm² mesa werd gedefinieerd door etsen naar het n-type Si met tetrafluormethaan (CF₄) gebaseerd op de reactieve-ion etstechniek (Advanced System Technology, Cirie-200) met fotoresist (Microchemicals GmbH, AZ1400) als masker. (2) Een ultrasoonbad met gedemineraliseerd water werd gebruikt om losse nanostaven van het apparaat te reinigen behalve die van het mesa-gebied. (3) Dompel het monster in (NH₄)₂S bij 60 °C gedurende 1 min om het nitrade oppervlak te passiveren voor native oxide onderdrukking en niet-stralende recombinatie reductie. (4) Een 100-nm indium tin oxide (ITO) dunne film werd gedeponeerd op de top van de nanostaven om te dienen als de Mg:GaN ohmische transparante contact door sputteren (Advanced System Technology, Psur-100HB) vergezeld door fotolithografie (M&R Nano Technology, AG350-6B) en lift-off technieken. (5) Multilagen Ti/Al/Ti/Au (20 nm/300 nm/20 nm/50 nm) grid metal contacten op de ITO film en op de n-type Si substraten werden gefabriceerd door e-bundel verdamping (Advanced System Technology, Peva-600E) met fotolithografie en lift-off technieken. (6) Alle grid metal contacten werden geanneald door rapid thermal annealing systeem (Advanced System Technology, FA04) gedurende 30 s in stikstof bij 800 °C om ohmische contacten te verkrijgen.

TEM Monster Voorbereiding

Om de kristalstructuur verder te bestuderen, werden individuele nanostaven van monsters B en C geëxtraheerd door sonicatie in ethanol. Na 30 min sonicatie, werden een paar druppels van de ethanoloplossing aangebracht op een koperen grid (Ted Pella) en verdampte de ethanol bij kamertemperatuur. Voor de metingen werd het monster gebakken bij 150 °C om vrije organische oplosmiddelen te verwijderen.

Resultaten en Discussie

Morfologische en Structurele Eigenschappen

De boven- en dwarsdoorsnedeweergaven van scanning elektronenmicroscopie (SEM) afbeeldingen zijn weergegeven in Fig. 1a–f die de morfologie van de as-gegroeide nanostaven illustreren. Van links naar rechts, Fig. 1 a–c vertegenwoordigt de variatie in de oppervlaktemorfologie van Si:GaN (monster A) en Mg:GaN/InGaN/Si:GaN met gevarieerde In/Ga atomen botsingscyclus tijd van 20 s/30 s (monster B) en 30 s/30 s (monster C) tijdens de 50-cyclus InGaN groei, respectievelijk. De diameters van Si:GaN en Mg:GaN/InGaN/Si:GaN nanostaven zijn 30–100 nm en 80–150 nm respectievelijk, terwijl de areale dichtheden ~ 7 × 10⁹ cm⁻² zijn. De dwarsdoorsnede afbeeldingen van de nanostaven worden getoond in Fig. 1d–f en geven de lengte van nanostaven aan van ongeveer 700 nm voor monsters A tot C. Het schematische structuur van de Mg:GaN/InGaN/Si:GaN monsters wordt getoond in Fig. 1g.

Figuur 2a toont de röntgen theta-2theta diffractiemeting gericht op verschillende bron botsingscyclus tijd monsters. De sterkste piek gelegen op 28,44° originates van het Si substraat. Een scherpe duidelijke piek op 34,56° correspondeert met de GaN (0002) diffractie en duidt op goede inhibitie van fasevermenging uit de InGaN laag. Een piek aan de lagere 2-theta kant van de GaN (0002) piek op 34,22° voor monster B en op 34,13° voor monster C is InGaN (0002). De c roosterconstanten van InN en GaN zijn 5,760 Å en 5,185 Å respectievolk. Volgend Bragg's wet, worden de c roosterconstanten van InGaN (0002) berekend als 5,23 Å voor monster B en 5,25 Å voor monster C. Het importeren van de c roosterconstante van InGaN (0002) naar Vegard's wet, kan de In-concentratie geschat worden als 8% voor monster B en 11% voor monster C zonder rekening te houden met spanning. Figuur 2b toont de lage vergrooting TEM afbeelding van monster C en schematisch diagram van de structuur. Gebied 1 en gebied 2 zijn n-GaN en InGaN regio's respectievelijk. Het selectieve-gebied elektronen diffractie (SAED) patroon genomen op gebied 1 demonstreert dat de [0001] richting parallel is aan de lange as van de nanostaf en een gemeenschappelijke groeirichting van nitrade nanostaven. Bovendien wordt geen dislocatie gevonden in het kristal. In Figuur 2c en d leveren de atomaire-resolutie TEM afbeeldingen de c roosterconstanten van GaN en InGaN als 5,19 Å en 5,25 Å respectievelijk, hetzelfde als de resultaten berekend door Bragg's wet via XRD theta-2theta scan. Bovendien is de c roosterconstante van InGaN voor monster B 5,23 Å via atomaire-resolutie TEM afbeeldingen getoond in de Supplementary Information: Figuur S1. Daarnaast zijn hoge-hoek annulaire donker-veld (HAADF) afbeeldingen en energie-dispersieve röntgenspectroscopie (EDS) lijnscan, die de indiumverdeling aangeven, opgenomen in Supplementary Information: Figuur S2.

Elektrische en Optische Karakteristieken Analyse

De stroomdichtheid versus spanning metingen werden uitgevoerd door een Keithley 2400 bronmeter. Figuur 3a toont het nanostaf assemble zonnecel schematisch diagram. Het totale apparaatoppervlak is 0,12 mm² en het effectieve oppervlak onder de verlichting exclusief het contactmetaal is 0,0924 mm². Om fotogegenereerde elektronen te verzamelen, wordt een 100-nm transparante geleidende ITO film gedeponeerd op de top van de p-GaN om de nanostaven en de Ti/Al/Ti/Au (20 nm/300 nm/20 nm/50 nm) vingerelektrode te verbinden. Fotoelektrische karakteristieke analyses van het apparaat werden ook uitgevoerd met zonne-simulator onder 1 zon, AM 1.5G conditie zoals getoond in Fig. 3b–d. De serieweerstand Rs waarden bepaald uit Fig. 3b–d zijn 83 Ω, 250 Ω, en 2,5 kΩ en de shunt weerstand Rsh waarden zijn 413 kΩ, 550 kΩ, en 2 MΩ voor monsters A, B, en C respectievelijk. De fotostroomdichtheid bij nul spanning, Jsc, van In₀,₀₈Ga₀,₉₂N apparaat (monster B) en In₀,₁₁Ga₀,₈₉N apparaat (monster C) is 7,77 mA/cm² en 14,96 mA/cm² respectievelijk. De fotostroomverbetering over de toenemende In-concentratie werd gedemonstreerd via Jsc vergelijking. Verder illustreerden Krogstrup et al. dat de licht-concentrerende eigenschap in nanostaf zonnecellen de lichtabsorptie kan verbeteren en hoge fotostroom kan leveren. De open-circuitspanning (Voc) en vulfactor (FF) van monster C zijn 0,28 V en 30% respectievelijk. Verschillende groepen demonstreerden ook nanostafstructuren met lagere Voc. Om de echte fotovoltaïsche prestaties in een daadwerkelijk verlichte oppervlakte te verduidelijken, stelt effectieve-oppervlakte PCE, PCEeff, een efficiëntie vast gebaseerd op het effectieve oppervlak dat het grid elektrode oppervlak uitsluit, terwijl totaal-oppervlakte PCE, PCEtot, het hele apparaatoppervlak overweegt. Het is opvallend dat de PCEtot en PCEeff waarden 0,98% en 1,27% zijn wat een hogere PCE van nitrade nanostaf zonnecel ooit gerapporteerd aangeeft. De hoofd bijdrage komt van de hoge Jsc, hoewel de Voc lager is dan andere III-nitride nanostaf zonnecellen. Er zijn twee mogelijke redenen voor lage Voc, waaronder de quasi-Fermi niveau beperkt bij de p-n Si junctie dat Si bandgat 1,12 eV is gebaseerd op het banddiagram en een begrensd stroompad kan gecreëerd worden door oppervlakte Fermi niveau pinning. Tabel 1 vat Jsc, Voc, FF, en PCE vergelijking van drie monsters samen.

Om de fysische en elektrische eigenschappen te begrijpen, worden de banddiagrammen berekend door gebruik te maken van een 1D-DDCC (Eén Dimensionale Poisson, Drift-Diffusie, en Schrödinger Oplossing) programma. De elektronaffiniteit van ITO, Si, en GaN gebruikt zijn 4,40 eV, 4,05 eV, en 4,1 eV respectievelijk. Figuur 4a en b toont het ITO/n-GaN/n-Si banddiagram zonder spanning bias en J-V curve onder donker respectievelijk. Het illustreert dat de ITO/n-GaN/n-Si structuur geen gelijkrichtend effect heeft en een lineair J-V profiel toont. De potentiële barrière van de hetero-interface kan genegeerd worden voor dragers om te transporteren omdat de geleidingsband offset tussen Si en GaN verwacht wordt een kleine waarde van 50 meV. Deze weerstand-achtige lineaire J-V curve is in tegenspraak met de experimentele resultaten.

Een mogelijke verklaring van J-V curve resultaten is dat Ga diffusie een p-Si induceert aan de GaN/Si interface en een p-n junctie creëert. Reichertz et al. en Neplokh et al. hebben de Al diffusie in het silicium substraat tijdens de groei van nitrade lagen geverifieerd. Boer, Al, en Ga zijn IIIB groep elementen die een dopant kunnen zijn voor p-Si laag vorming. Echter, Ga diffusiesnelheid is 8 nm/dag bij 700 °C. Figuur 4c toont een banddiagram dat een zeer dunne (1 nm) p-Si laag tussen n-GaN en n-Si interface omvat. Een kleine ingebouwde elektrisch veld wordt gecreëerd in p-n Si junctie dat de elektronen kan drijven naar n-Si substraat en gaten naar ITO contactlaag. De dikte-afhankelijke J-V curves demonstreren dat de diode inschakelspanning afneemt wanneer de dikte van p-Si lagen dunner wordt in Fig. 4d. De ultra-dunne p-Si zal een beperking zijn voor quasi-Fermi niveau scheiding en de Voc van zonneprestaties verminderen. De gesimuleerde elektrische eigenschap met de p-Si laag inbegrepen is dichter bij dit onderzoeksresultaat. Daarom kan het banddiagram van Mg:GaN/InGaN/Si:GaN/p-Si/n-Si structuur als een model gebouwd worden zoals in Fig. 5. Verlichting van AM 1.5G licht van boven leidt tot absorptie van fotonen met energie hoger dan InGaN bandgat. Wanneer licht bestraalt op het Si door de staven en de tussenruimte tussen de staven, kunnen fotonen met energie groter dan Si bandgat ook geabsorbeerd worden door de p-n Si substraat en wordt fotostroom geproduceerd. Gelijktijdig worden de elektronen-gaatjes paren gegenereerd in de nitrade regio's door de kortgolvende licht gescheiden door p-i-n junctie ingebouwde elektrisch veld. Uiteindelijk kunnen fotogegenereerde dragers verzameld worden door de bovenste indium tin oxide (ITO) contact naar Mg:GaN en de onderste Si n-contact. Gebaseerd op dit structuurmodel en rekening houdend met Schottky barrière geïntroduceerd door ITO contact, wordt de J-V curve simulatie getoond in Fig. 5b. De gesimuleerde J-V curve geeft aan dat S-vorm wordt veroorzaakt door niet-ohmisch gedrag van de p-contact. Dat is een mogelijke reden om de S-vorm te verklaren die bestond voor Mg:GaN/u-InGaN/Si:GaN (monsters B en C) in Fig. 3c en d. Daarom worden de stroomdichtheden bij negatieve bias (Jnegative bias (−0,5 V)) waar de S-vorm wordt afgevlakt genoteerd in Tabel S2. Jnegative bias kan een controlepunt zijn voor verdere optimalisatie en een doelwaarde.

De EQE meetresultaten zonder licht bias (additionele ongemoduleerde licht) worden getoond in Fig. 6a, die de EQEs vergelijkt van Si:GaN/n:Si (monster A), Mg:GaN/u-In₀,₀₈Ga₀,₉₂N/Si:GaN (monster B), en Mg:GaN/u-In₀,₁₁Ga₀,₈₉N/Si:GaN (monster C). Monster C heeft hogere In-concentratie wat verantwoordelijk kan zijn voor de hogere waarden bij korte golflengte door absorptie in de InGaN laag. De maximale EQEs in monsters A, B, en C zijn 32%, 55%, en 63% respectievelijk. Vergeleken met de reflectiespectra van Si wafer, monsters A, B, en C getoond in Fig. 6b, zijn de oscillaties van EQEs en reflectiespectra te wijten aan interferentie van verschillende lagen. De kaale Si wafer heeft de hoogste reflectie door zijn gladde oppervlak. Monsters A, B, en C hebben lagere reflectie omdat nanostafstructuren een lichtopvang effect hebben. Monster C blijkt de hoogste EQE bij lange golflengte en de laagste reflectie te hebben door het hoogste lichtopvang effect. Dit resultaat kan de hogere fotostroom gegenereerd in monster C verklaren. De kamertemperatuur (RT, 300 K) fotoluminescentie (PL) spectra van monster B en monster C worden getoond in Fig. 6c. De hoogste piek gelegen op 3,40 eV is GaN near band edge (NBE) emissie. De pieken gelegen op 3,09 eV en 3,03 eV zijn te wijten aan In₀,₀₈Ga₀,₉₂N en In₀,₁₁Ga₀,₈₉N NBE emissie. De resultaten zijn vergelijkbaar met de waarden uit de buigingsequatie berekening van 3,1 eV en 3,0 eV bij RT. Het toont ook dezelfde sterke Fabry-Perot oscillaties (gemarkeerd met sterretjes) als de EQEs en de reflectiespectra, wat de gladde interfaces tussen elke laag/oppervlak vertegenwoordigt.

Conclusie

Hoge kwaliteit Mg:GaN/InGaN/Si:GaN en Si:GaN nanostaven gegroeid op n-Si door plasma-ondersteunde moleculaire bundel epitaxie zijn met succes gedemonstreerd. Fotovoltaïsche metingen tonen een PCEeff van 1,27% en een PCEtot van 0,98% onder 1 zon, AM 1.5G verlichting voor Mg:GaN/u-In₀,₁₁Ga₀,₈₉N/Si:GaN wat een hogere In-concentratie en een hogere lichtopvang effect heeft wat een hoge fotostroom induceert. Hoewel Si:GaN nanostaven op n-Si apparaat geen prominente p-n junctie ingebouwd veld kan hebben, helpt het ontwerp van een juiste heterojunctie structuur om de fotodragers naar de bovenste en onderste contacten te drijven en de celprestaties te verbeteren.