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Crescimento in situ de nanocristais de sulfeto de metal em poli (3-hexiltiofeno):[6,6] -Fenil C61-ácido butírico filmes de éster metílico para Células solares híbridas invertidas com fotocorrente aprimorada

Resumo


Foi relatado que o desempenho de células solares orgânicas de heterojunção em massa pode ser melhorado pela incorporação de nano-heteroestruturas de metais, semicondutores e materiais dielétricos na camada ativa. Neste manuscrito, CdS ou Sb 2 S 3 nanocristais foram gerados in situ dentro do poli (3-hexiltiofeno):ácido [6,6] -fenil C61-butírico (P3HT:PC 61 BM) sistema misturando aleatoriamente P3HT e PC 61 BM na presença de precursor de xantato de cádmio ou antimônio. Células solares híbridas (HSCs) com as configurações de substrato de óxido de índio dopado com estanho (ITO) / camada de interface CdS / P3HT:PC 61 BM:x% em peso CdS / MoO 3 / Ag e ITO / camada de interface CdS / P3HT:PC 61 BM:x% em peso Sb 2 S 3 / MoO 3 / Ag foram fabricados. Camadas ativas híbridas (P3HT:PC 61 BM:x% em peso CdS ou P3HT:PC 61 BM:x% em peso Sb 2 S 3 ) foram formados completamente por recozimento térmico do filme, resultando na decomposição do precursor de xantato de cádmio ou antimônio em CdS ou Sb 2 S 3 nanocristais, respectivamente. Os efeitos de x wt.% CdS (ou Sb 2 S 3 ) nanocristais sobre o desempenho dos HSCs foram estudados. A partir da absorção de UV-Vis, mobilidades de orifícios e caracterizações morfológicas de superfície, foi provado que a incorporação de 3% em peso de CdS (ou Sb 2 S 3 ) nanocristais na camada ativa de P3HT:PC 61 As células solares baseadas em BM melhoraram a absorção óptica, a mobilidade do orifício e a rugosidade da superfície em comparação com P3HT:PC 61 Células solares baseadas em BM, resultando assim em eficiências de conversão de energia (PCEs) aprimoradas dos dispositivos.

Histórico


Dispositivos fotovoltaicos baseados em semicondutores orgânicos são complementados por várias características vantajosas, como peso leve, baixo custo, facilidade de fabricação em larga escala roll-to-roll baseada em solução e compatibilidade com materiais flexíveis [1, 2]. Além disso, semicondutores inorgânicos são ideais para células solares altamente eficientes por sua mobilidade de carga superior, estabilidade química, bem como a absorção de luz aprimorada (potencial para sintonizar seu gap óptico na região do infravermelho próximo) [3, 4]. Portanto, células solares híbridas (HSCs), compostas por semicondutores orgânicos e semicondutores inorgânicos, têm recebido considerável atenção principalmente devido à promessa de integrar as qualidades atrativas de ambas as classes de materiais [5,6,7]. Um HSC típico é baseado no conceito de heterojunção em massa no qual uma mistura de materiais orgânicos e nanopartículas inorgânicas camada ativa imprensada entre dois eletrodos coletores de carga [5,6,7]. Até o momento, uma ampla gama de materiais orgânicos, como polímeros conjugados com gap de banda baixa [7], junto com muitos materiais inorgânicos, incluindo nanomateriais metálicos (Ag, Au) [8, 9], silício [10, 11], óxido metálico nanopartículas (ZnO, TiO 2 ) [12,13,14], nanopartículas de dióxido de silício (SiO 2 ) [15], compostos de cádmio (CdS, CdSe, CdTe) [16,17,18], nanopartículas de gap de banda baixa (PbS, PbSe, Sb 2 S 3 , Cu 2 S, SnS 2 , CuInS 2 , FeS 2 ) [19,20,21,22,23,24,25], e assim por diante, foram aplicadas como a camada ativa em HSCs.

O desempenho de HSCs depende criticamente da capacidade de controlar materiais e estrutura de interface na escala de comprimento nanométrico [26]. O método convencional para preparar a camada ativa composta orgânica e inorgânica é misturar diretamente um determinado polímero orgânico com o nanocristal inorgânico coberto com ligante conforme preparado usando um co-solvente [16,17,18,19,20,21,22,23, 24,25]. Embora a incorporação dos ligantes de superfície no composto orgânico / inorgânico possa melhorar a distribuição de nanocristais em um polímero conjugado, os ligantes de cadeia longa formariam uma interface isolante entre a matriz polimérica e os nanocristais. Para ser um resultado, a interface de isolamento inibirá a transferência de carga entre o polímero e os nanocristais, e o co-solvente afetará adversamente a orientação da cadeia do polímero, bem como a solubilidade dos nanocristais inorgânicos, afetando assim as eficiências de conversão de energia (PCEs) dos dispositivos [ 5, 27]. Essas desvantagens podem ser amplamente contornadas por várias estratégias alternativas, incluindo troca de ligante [27, 28], o uso de tióis, poli e oligotiofenos e surfactantes de copolímero funcionalizados com amina [29,30,31], empregando ligantes termicamente cliváveis ​​[ 32] e a síntese de nanocristais em solução de polímero condutor [33]. Outra estratégia alternativa é a geração in situ do semicondutor inorgânico dentro do material orgânico sem surfactantes ou ligantes [26, 34, 35]. No processo, uma solução de polímero contendo um precursor organometálico bem solúvel das nanopartículas inorgânicas é depositada. Como o precursor organometálico é prontamente solúvel em meio orgânico, ele pode ser fundido em uma película fina junto com o polímero da solução. Após a decomposição térmica do filme, o precursor organometálico é convertido em material inorgânico com a camada de polímero, garantindo a mistura íntima e, concomitantemente, o transporte eficiente de carga fotoinduzida. Desta forma, as camadas ativas híbridas podem ser formadas sob a condição de nenhum ligante de superfície e co-solvente. O grupo de Haque relatou um método geral baseado na decomposição térmica in situ controlada de um precursor de xantato de metal de fonte única dentro de um filme de polímero [26, 36,37,38,39,40]. Dispositivos fotovoltaicos baseados em tais camadas híbridas com a configuração de substrato de óxido de índio dopado com estanho (ITO) / TiO 2 / Camada de interface CdS / P3HT:CdS / poli (3,4-etilenodioxitiofeno) dopado com ácido poliestireno sulfônico (PEDOT:PSS) / Ag e ITO / TiO 2 / Camada de interface CdS / P3HT:Sb 2 S 3 / PEDOT:PSS / Ag mostraram exibir PCEs de 2,17 e 1,29%, respectivamente [36, 38].

Neste artigo, para as considerações de uso dos efeitos sinérgicos entre P3HT:PC 61 Células solares baseadas em BM e nanocristais de sulfeto de metal (CdS e Sb 2 S 3 ) como um material dopado para oferecer mobilidade de carga superior e aumentar a absorção de luz, relatamos os HSCs com a configuração da camada de interface ITO / CdS / P3HT:PC 61 BM:x% em peso CdS / MoO 3 / Ag e ITO / camada de interface CdS / P3HT:PC 61 BM:x% em peso Sb 2 S 3 / MoO 3 / Ag. Aqui, ITO e Ag foram feitos como cátodo e o ânodo superior, enquanto a camada de interface CdS e MoO 3 foram usados ​​para camadas de transporte de elétrons e lacunas, respectivamente. CdS ou Sb 2 S 3 nanocristais foram gerados in situ dentro do P3HT:PC 61 Sistema BM misturando aleatoriamente P3HT e PC 61 BM na presença ou ausência de precursor de xantato de cádmio ou antimônio. Camadas ativas híbridas (P3HT:PC 61 BM:x% em peso CdS ou P3HT:PC 61 BM:x% em peso Sb 2 S 3 ) foram formados completamente por recozimento térmico do filme, resultando na decomposição do precursor de xantato de cádmio ou antimônio em CdS ou Sb 2 S 3 nanocristais, respectivamente. Os efeitos de x wt.% CdS (ou Sb 2 S 3 ) nanocristais no desempenho de P3HT:PC 61 HSCs baseados em BM foram estudados. E os maiores PCEs de 2,91 e 2,92% foram obtidos para os HSCs com 3% em peso de nanocristais de CdS e 3% em peso de Sb 2 S 3 nanocristais, respectivamente. Absorção UV-Vis, mobilidades de orifícios e caracterizações morfológicas de superfície das camadas ativas foram realizadas a fim de compreender as prováveis ​​razões para a melhoria do desempenho do dispositivo.

Métodos / Experimental

Fabricação e caracterização de HSCs


Os HSCs orgânicos / inorgânicos, com configuração de dispositivo da camada de interface ITO / CdS / P3HT:PC 61 BM:x wt.% CdS ou Sb 2 S 3 / MoO 3 / Ag foram fabricados da seguinte forma:em primeiro lugar, precursor de xantato de cádmio (Di (etilxantato- κ 2 S , S ′) Bis (piridina-κ N ) cádmio (II), Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 , Et =ethy) e precursor de xantato de antimônio (Tri (etilxantato- κ 2 S , S ′) Antimônio (III), Sb (S 2 COEt) 3 ) foram preparados respectivamente de acordo com o procedimento publicado anteriormente [26, 38, 39]. Em segundo lugar, um vidro revestido com padrão ITO com uma resistência de folha de 10 ~ 15 Ω quadrado −1 foi limpo em água desionizada, acetona e isopropanol por sua vez. Depois disso, a camada de interface CdS (10 nm) foi depositada como camada de transporte de elétrons seguindo o trabalho publicado anteriormente [41], a partir de uma solução de clorobenzeno 100 mg / mL de Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 por spin coating a 6000 rpm por 40 s seguido de recozimento a 160 ° C por 15 min em uma caixa de luvas de nitrogênio. A camada ativa foi depositada no topo da camada de interface CdS. O P3HT original:PC 61 BM em solução de proporção de peso de 1:1 em clorobenzeno com a concentração de 17 mg mL −1 de P3HT foi preparado. Para formar a solução híbrida, precursor de xantato de cádmio (Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 ) ou precursor de xantato de antimônio (Sb (S 2 COEt) 3 ) foram adicionados à solução original (x wt.% CdS ou Sb 2 S 3 em relação ao peso de P3HT). A camada ativa foi fundida por rotação a partir dessas soluções de mistura a 600 rpm por 40 s seguida por recozimento em uma placa quente a 160 ° C por 30 min em um porta-luvas. Em um experimento de controle, P3HT:PC 61 Camada apenas de BM (em solução de proporção de peso de 1:1 em clorobenzeno com a concentração de 17 mg mL −1 de P3HT) sem Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 ou Sb (S 2 COEt) 3 também foi revestido por rotação e recozido nas mesmas condições experimentais. Em seguida, as amostras foram transferidas para uma câmara de alto vácuo (sob vácuo de 3 × 10 −5 Pa) para completar os HSCs, onde um MoO 3 de 8 nm de espessura camada de coleta de orifícios e um ânodo de Ag de 100 nm de espessura foram evaporados termicamente através de máscaras de sombra. A espessura do cátodo evaporado foi monitorada por um monitor de proporção / espessura de cristal de quartzo (SI-TM206, Shenyang Science Co.). Além disso, cada dispositivo tinha uma área ativa de 0,10 cm 2 . Todos os processos de fabricação foram realizados em atmosfera controlada em drybox de nitrogênio (Etelux Co.) contendo menos de 1 ppm de oxigênio e umidade.

Filme fino e caracterização do dispositivo


Os dados de difração de raios-X (XRD) foram medidos em um difratômetro de raios-X PAN alítico X’Pert Pro equipado com radiação Cu Kα monocromatizada de grafite (λ =1,541874 Å). A tensão de aceleração foi definida em 40 kV com fluxo de 40 mA na faixa 2θ de 10-70 °. As medições de análise termogravimétrica (TGA) do complexo precursor de metal xantato foram realizadas em um sistema de análise térmica (Pyris Diamond 6300, PerkinElmer) sob aquecimento taxa de 10 ° C min −1 e uma taxa de fluxo de nitrogênio de 20 mL min −1 . As medições de absorção de UV-Vis das amostras foram registradas em temperatura ambiente com um espectrofotômetro U-3900H (Shanghai Tianmei). Os PCEs dos HSCs resultantes foram medidos sob 1 sol, condição AM 1.5G (massa de ar 1.5 global) usando um simulador solar (XES-70S1, San-EI Electric Co.) (100 mW cm −2 ) As características de densidade-tensão de corrente (J-V) foram registradas com uma unidade de medição de fonte Keithley 2410 na caixa seca de nitrogênio (Etelux Co.). As respostas espectrais dos dispositivos foram medidas com uma configuração comercial EQE / fóton incidente para eficiência de conversão de corrente (IPCE) (7-SCSpecIII, Beijing 7-star Optical Instruments Co., Ltd.). Um detector de silício calibrado foi usado para determinar a fotossensibilidade absoluta. Imagens de microscopia de força atômica em modo tapping (AFM) foram obtidas usando um sistema MFP-3D-SA (Asylum Research).

Resultados e discussão


Estabilidades térmicas do Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 e Sb (S 2 COEt) 3 foram investigados pela TGA em primeiro lugar, como mostrado na Fig. 1. Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 começa a se decompor a cerca de 50 ° C e se completa em 150 ° C, a massa residual final (cerca de 25,0%) é próxima à do CdS (28,1%), o que também foi comprovado no trabalho anterior [41]. Sb (S 2 COEt) 3 começa a decompor-se a cerca de 120 ° C e é concluída em 160 ° C, e o peso restante (35,8%) corresponde a Sb 2 S 3 (35,0%), o que é consistente com o trabalho anterior [42].

Gráficos TGA de Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 e Sb (S 2 COEt) 3

Filmes finos foram revestidos por rotação de solução de clorobenzeno de Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 ou Sb (S 2 COEt) 3 em primeiro lugar, foram então recozidos a 160 ° C durante 30 min. Como resultado, foram obtidos os filmes finos amarelos ou laranja, respectivamente. A fim de caracterizar as propriedades estruturais dos filmes finos, estudos de XRD dos filmes recozidos foram realizados. Os padrões de XRD do produto são mostrados na Fig. 2. De acordo com os padrões de referência para CdS hexagonal (PDF 41–1049) e CdS cúbico (PDF 01–080–0019), é aparente que os picos de difração na Fig. 2a pode ser indexada a uma mistura de estrutura de cristal hexagonal e cúbica, que foram mostradas acima dos picos (h e c indicam a fase hexagonal e cúbica, respectivamente), conforme descrito no artigo anterior [37]. Os picos de difração na Fig. 2b podem ser totalmente indexados à fase ortorrômbica de Sb 2 S 3 (constantes de células a =11,23 Å, b =11,31 Å, c =3,841 Å; Arquivo do cartão JCPDS 42–1393) [43, 44], que está de acordo com os resultados do TG na Fig. 1.

Padrões de XRD dos filmes finos obtidos por decomposição térmica de a (Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 ) e b Sb (S 2 COEt) 3 , respectivamente

As morfologias de superfície de CdS e Sb 2 S 3 filmes finos também foram explorados. Arquivo adicional 1:A Figura S1 apresenta a evolução morfológica do ITO antes (Arquivo adicional 1:Figura S1a) e após a decomposição térmica (160 ° C, 15 min) da solução de clorobenzeno de Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 (Arquivo adicional 1:Figura S1b) e Sb (S 2 COEt) 3 (Arquivo adicional 1:Figura S1c). Conforme descrito em nosso trabalho anterior [41], pode-se ver que a superfície do ITO nu mostra um agrupamento densamente compactado de cristais finos com o tamanho de grão de cerca de 10 nm. Após a decomposição térmica da solução de clorobenzeno de cádmio ou precursor de xantato de antimônio, é aparente que o filme nanocristal de CdS (cerca de 60 ~ 100 nm) ou Sb 2 S 3 O filme nanocristal (clusters de tamanho 100 ~ 200 nm) é formado no substrato ITO.

Para estudar o efeito do CdS (ou Sb 2 S 3 ) nanocristais no desempenho de P3HT:PC 61 HSCs baseados em BM, os dispositivos foram fabricados usando a estrutura ITO / camada de interface CdS / P3HT:PC 61 BM:x wt.% CdS (ou Sb 2 S 3 ) / MoO 3 / Ag como mostrado na Fig. 3a. CdS ou Sb 2 S 3 nanocristais foram gerados in situ dentro do P3HT:PC 61 Sistema BM misturando aleatoriamente P3HT e PC 61 BM na presença ou ausência de precursor de xantato de cádmio ou antimônio. Camadas ativas híbridas (P3HT:PC 61 BM:x% em peso CdS ou P3HT:PC 61 BM:x% em peso Sb 2 S 3 ) foram formados completamente por recozimento térmico do filme, fazendo com que o precursor de xantato de cádmio ou antimônio decomposto em CdS ou Sb 2 S 3 nanocristais, respectivamente (imagens SEM de P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 filmes em substratos ITO foram mostrados no arquivo adicional 1:Figura S2). A temperatura de recozimento de 160 ° C e o tempo de recozimento de 30 min foram escolhidos em nosso experimento para fazer o precursor de xantato de cádmio ou antimônio se decompor completamente (ver os gráficos TGA de Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 e Sb (S 2 COEt) 3 na Fig. 1).

a Diagrama esquemático dos HSCs. b Curvas J – V dos HSCs com base em P3HT:PC 61 BM:CdS com diferentes% em peso de nanocristais de CdS. c Curvas J – V dos HSCs com base em P3HT:PC 61 BM:Sb 2 S 3 com diferentes% em peso de Sb 2 S 3 nanocristais. d Diagrama de banda de energia dos materiais usados ​​na camada ativa nos HSCs

Características J – V dos HSCs com diferentes wt.% CdS (ou Sb 2 S 3 ) nanocristais incorporados nas camadas orgânicas são mostrados na Fig. 3b (ou Fig. 3c), e os parâmetros fotovoltaicos, incluindo corrente de curto-circuito ( J sc ), tensão de circuito aberto ( V oc ), fator de preenchimento (FF), a resistência em série ( R S ) e PCE estão listados na Tabela 1. Todos os dados fornecidos são os valores médios calculados a partir de mais de 20 dispositivos. O dispositivo sem CdS (ou Sb 2 S 3 ) nanocristais (camada de interface ITO / CdS / P3HT:PC 61 BM:/ MoO 3 / Ag) mostrou um J sc de 7,77 mAcm −2 , um V oc de 0,58 V, um FF de 0,52 e um PCE de 2,34%. Com adição de CdS ou Sb 2 S 3 nanocristais, observou-se que V oc , que é limitado pela diferença de energia entre o nível de orbital molecular ocupado mais alto (HOMO) do doador de polímero e o nível de orbital molecular desocupado mais baixo (LUMO) do aceitador em células solares de polímero [45, 46], permanece em torno de 0,58-0,59 V em todos os HSCs. Isso pode ser entendido pelo fato de que PC 61 BM está atuando como o aceitador e CdS ou Sb 2 S 3 pode estar atuando como uma cascata de elétrons (o diagrama de banda de energia dos materiais usados ​​na camada ativa nos HSCs é mostrado na Fig. 3d), conforme mencionado no trabalho anterior [47]. Para os HSCs com adição de CdS, J sc primeiro aumenta de 7,77 para 8,72 mA cm −2 com o aumento do CdS de 0 para 3% em peso, e então diminui para 8,23 mA cm −2 quando a massa de CdS aumenta ainda mais de 3 para 7% em peso. Simultaneamente, R S reduz obviamente de 22,15 Ω cm 2 (0% em peso CdS) a 16,70 Ω cm 2 (3% em peso de CdS), contribuindo para um aumento notável de FF de 0,52 para 0,56. Como resultado, o HSC com 3% em peso de nanocristais de CdS produz o melhor desempenho do dispositivo, fornecendo o PCE de 2,91%. Vale ressaltar aqui que este valor é muito superior ao melhor PCE de 0,95% que o grupo de Chand obteve nos HSCs (ITO / PEDOT:PSS / P3HT:PC 61 BM:CdS / Al) usando nanocristais de CdS fabricados por solução química como um dos componentes da camada ativa [48]. As regras de mudança de J sc e FF nos HSCs com adição de Sb 2 S 3 foram semelhantes aos dos HSCs com adição de CdS, exceto pelo aumento mais óbvio de J sc (de 7,77 a 9,15 mA cm −2 ) com o aumento de Sb 2 S 3 de 0 a 3% em peso. Coincidentemente, o dispositivo com 3% em peso Sb 2 S 3 os nanocristais também fornecem o maior PCE de 2,92% com J sc de 9,15 mAcm −2 , V oc de 0,58 V, FF de 0,54.

Outro parâmetro útil para determinar o PCE dos HSCs é o IPCE, que atinge 100% quando todos os fótons incidentes geram pares de lacunas de elétrons. No entanto, em situações práticas, devido às perdas causadas pela reflexão de fótons incidentes, absorção imperfeita de fótons pelo semicondutor e recombinação de portadores de carga dentro do semicondutor, o IPCE é tipicamente menor que 100% [8]. Espectros IPCE para os dispositivos fotovoltaicos baseados em P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 são exibidos na Fig. 4a para comparação. Embora todos os espectros IPCE sejam semelhantes em forma, o valor IPCE para os HSCs contendo P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS (ou P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 ) é maior do que para o P3HT:PC 61 BM em todos os comprimentos de onda (300–650 nm). Por exemplo, o dispositivo fotovoltaico de P3HT:PC 61 BM foi encontrado para ter um máximo de IPCE próximo a 55% em 540 nm e os IPCEs dos HSCs com P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 são 60 e 65% no mesmo comprimento de onda, respectivamente.

a Curvas IPCE dos HSCs com base em P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 . b Espectros de absorvância UV-Vis dos filmes de P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3

A fim de compreender as prováveis ​​razões para melhoria no desempenho do dispositivo pela adição de CdS ou Sb 2 S 3 nanocristais, estudos de absorção de UV-Vis foram realizados primeiramente nos filmes de P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 com a mesma espessura. Os espectros de absorção UV-visível na Fig. 4b mostram que a absorção da adição de filmes de CdS ou Sb 2 S 3 nanocristais em P3HT:PC 61 BM era quase semelhante ao de P3HT:PC 61 BM, enquanto absorção de P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS foi ligeiramente superior ao de P3HT:PC 61 BM. Além disso, a absorção de P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 era obviamente superior ao de P3HT:PC 61 BM. Ou seja, a incorporação de 3% em peso de CdS ou Sb 2 S 3 em P3HT:PC 61 A matriz BM melhorou adequadamente a absorção óptica em comparação com P3HT:PC 61 BM, portanto, melhorando o J SC dos dispositivos.

Depois disso, as mobilidades de todos os dispositivos baseados em P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 foram determinados aplicando o modelo de corrente limitada de carga espacial (SCLC) [49]. A Figura 5 mostra J 1/2 Curvas –V dos dispositivos somente de orifício (ITO / PEDOT:PSS / P3HT:PC 61 BM (ou P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS ou P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 ) / MoO 3 / Ag). As mobilidades aparentes do orifício calculadas a partir do modelo SCLC foram encontradas em 4,09 × 10 −5 cm 2 V −1 s −1 , 1,53 × 10 −4 cm 2 V −1 s −1 e 1,69 × 10 −4 cm 2 V −1 s −1 para os dispositivos com P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 como a camada ativa, respectivamente. Obviamente, a mobilidade do furo aumenta quando 3% em peso de CdS ou Sb 2 S 3 incorporado em P3HT:PC 61 Matriz BM. Estudos demonstraram que em P3HT:PC 61 BM, a mobilidade do elétron é maior do que a mobilidade do buraco e esse desequilíbrio da portadora é prejudicial ao desempenho fotovoltaico [9, 50]. O aumento na mobilidade do orifício do dispositivo baseado em P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS ou P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 permite um transporte de carga mais equilibrado na camada ativa, melhorando assim o J SC e FF, além de melhorar o PCE do dispositivo, conforme citado em trabalho anterior [9].

J 1/2 Curvas de V dos dispositivos de orifício apenas para os dispositivos com P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 como a camada ativa, respectivamente

As micromorfologias das camadas ativas foram investigadas posteriormente com AFM no modo de toque para revelar os efeitos da adição de CdS ou Sb 2 S 3 . As imagens de altura de um P3HT original:PC 61 Filme BM e dois filmes ternários com 3% em peso de CdS e 3% em peso Sb 2 S 3 são mostrados na Fig. 6. A morfologia da superfície do P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 camada mostra um aumento óbvio na rugosidade da superfície com a rugosidade quadrada média aumentando de 2,82 para 8,89 nm e 7,13 nm, respectivamente. A maior rugosidade observada para o P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 filme pode ser uma consequência da presença do CdS e Sb 2 S 3 nanocristais no P3HT:PC 61 Camada ativa BM. O CdS ou Sb 2 S 3 nanocristais são pensados ​​para servir como um meio para aumentar a interpenetração de moléculas P3HT e PC 61 BM no filme composto, levando à dissociação superior do exciton. Como resultado desta dissociação superior do exciton, o J SC dos HSCs baseados em P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 foram aumentados [51]. Por outro lado, a incorporação de CdS ou Sb 2 S 3 nanocristais em P3HT:PC 61 BM aumenta a rugosidade da superfície do filme, aumentando assim a área de contato interfacial entre a camada ativa (P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS ou P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 ) e a camada de transporte de furo (MoO 3 ) Desta forma, uma coleção de orifícios mais eficiente no ânodo foi exibida, o que pode resultar na melhoria do J SC e FF dos dispositivos [52].

Imagens de altura AFM de a P3HT:PC 61 BM, b P3HT:PC 61 BM:3% em peso de CdS e c P3HT:PC 61 BM:3% em peso Sb 2 S 3 filmes em substratos ITO

Conclusões


Em conclusão, como um material dopado para oferecer mobilidade de carga superior e aumentar a absorção de luz, CdS ou Sb 2 S 3 nanocristais foram gerados in situ dentro do P3HT:PC 61 Sistema BM misturando aleatoriamente P3HT e PC 61 BM na presença de precursor de xantato de cádmio ou antimônio. A estabilidade térmica do precursor de xantato de cádmio ou antimônio e a estrutura do CdS ou Sb 2 S 3 filmes foram caracterizados. Os HSCs com a configuração da camada de interface ITO / CdS / P3HT:PC 61 BM:x% em peso CdS / MoO 3 / Ag e ITO / camada de interface CdS / P3HT:PC 61 BM:x% em peso Sb 2 S 3 / MoO 3 / Ag foram fabricados. Os efeitos de x wt.% CdS (ou Sb 2 S 3 ) nanocristais no desempenho de P3HT:PC 61 HSCs baseados em BM foram estudados. Foi provado que a incorporação do CdS (ou Sb 2 S 3 ) nanocristais na camada ativa de P3HT:PC 61 As células solares baseadas em BM ajudam a melhorar os PCEs. E os maiores PCEs de 2,91 e 2,92% foram obtidos para os HSCs com 3% em peso de nanocristais de CdS e 3% em peso de Sb 2 S 3 nanocristais, respectivamente. A partir da absorção de UV-Vis, mobilidades de orifícios e caracterizações morfológicas de superfície, nossos estudos sugeriram que 3% em peso de CdS ou Sb 2 S 3 incorporado em P3HT:PC 61 A matriz BM melhorou a absorção óptica, a mobilidade do furo e a rugosidade da superfície em comparação com P3HT:PC 61 BM, resultando assim nos PCEs melhorados dos dispositivos. O método de geração in situ de nanocristais semicondutores inorgânicos dentro dos materiais orgânicos pode ser aplicado para projetar HSCs de alta eficiência.

Nanomateriais

  • Metal
  • Resina
  • fibra
  • Material compósito
  • Nanomateriais
  • Materiais Poliméricos
  • biológico
  • Corante
  • Especiarias
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