Aumento da Densidade de Corrente de Curto-Circuito em Células Solares de Nanobastões III-Nitreto/Si (111) por Meio de Aprisionamento de Luz

Resumo

Uma eficiência fotovoltaica de área efetiva de 1,27% na conversão de potência, excluindo a área de contato metálico da grade e sob 1 sol, condições AM 1.5G, foi obtida para arranjos de diodos p-GaN/i-InGaN/n-GaN crescidos epitaxialmente em Si (111). A densidade de corrente de curto-circuito é de 14,96 mA/cm² e a tensão de circuito aberto é de 0,28 V. O aprisionamento de luz aprimorado, adquirido através de reflexões múltiplas dentro das estruturas de arranjos de nanobastões III-nitreto livres de tensão e defeitos, e as respostas de comprimento de onda curto impulsionadas pelos constituintes III-nitreto de larga banda proibida, acredita-se que contribuam para as melhorias observadas no desempenho do dispositivo.

Introdução

O desenvolvimento de energia verde tornou-se cada vez mais essencial e as indústrias de diodos emissores de luz (LED) e de células solares desenvolveram-se em ritmo acelerado devido a uma crise energética cada vez maior. Nas últimas décadas, semicondutores III-nitreto foram aplicados com sucesso em dispositivos LED [1,2,3], resultando em benefícios comerciais substanciais. Atualmente, muitos cientistas buscam explorar o potencial de pesquisa dos III-nitreto para aplicações fotovoltaicas [4, 5]. Materiais de nitreto dos grupos III-V apresentam muitas vantagens para sistemas fotovoltaicos, como banda proibida direta com grande coeficiente de absorção [4, 6], ampla faixa de banda proibida cobrindo a maior parte do espectro solar via engenharia de banda [4, 6, 7], alta mobilidade de portadores [7] e superior resistência à radiação [8]. Baseados nessas propriedades excepcionais, vários projetos de estrutura de dispositivo foram simulados, como células tandem InGaN/Si [9,10,11,12,13,14], células solares de portadores quentes [15], células solares baseadas em Schottky [16,17,18], células solares de junção única [19,20,21,22,23,24] e múltipla [25, 26], bem como efeitos de polarização no desempenho de células solares [9, 23, 27]. As simulações previram que células tandem heterestruturais InGaN/Si poderiam ter eficiências de 21–36% [10, 11, 13] baseadas em diferentes modelos de simulação. A eficiência de conversão de potência (PCE) de célula solar tandem homestrutural InGaN com quatro diferentes composições de In é proposta como 51% sob irradiação de 1-sol e 58% sob condição concentrada de 250-sóis [26]. No entanto, os problemas de impurezas e recombinação não-radiativa tornam-se cada vez mais significativos sob condições de crescimento de filme fino de InGaN a baixa temperatura [28,29,30]. As significativas falhas de empilhamento e densidades de discordâncias devido ao descompasso de rede levam à diminuição do comprimento de difusão de portadores e à limitação da PCE de células solares [31,32,33,34]. Portanto, numerosos desafios permanecem para a realização das capacidades potenciais de dispositivos fotovoltaicos III-nitreto de alta eficiência.

Na última década, muitos tópicos de pesquisa relevantes como métodos de crescimento de cristal de InGaN alto-In em substrato de GaN autossustentado [34], dopagem tipo-p de InGaN [35], projetos de poço quântico [36,37,38,39,40], projetos de eletrodos [41,42,43,44], fotovoltaicos concentradores [37, 41, 45], células solares de banda intermediária [46] e estruturas de reflexão reduzida [47,48,49] foram estudados. Além disso, células solares baseadas em nitreto não-polar foram investigadas quanto ao efeito de polarização [50, 51]. Dahal et al. demonstraram operação de célula solar de poço quântico múltiplo InGaN com mais de 30%-In em comprimentos de onda mais longos (> 420 nm) [38] e ilustraram eficiência de 3,03% sob intensidade de iluminação aumentada até 30 sóis [37]. Mori et al. investigaram células solares baseadas em nitreto concentradoras [45] e relataram a maior PCE de 4% operada em alta intensidade de luz até 300 sóis [41]. Embora vários grupos de pesquisa tenham fornecido diferentes projetos estruturais ou ópticos e melhorado técnicas de crescimento, a PCE de células solares III-nitreto não avançou muito. Por outro lado, Reichertz et al. demonstraram que células tandem são viáveis pelo crescimento epitaxial de junção p-n GaN em substrato Si de junção p-n [14]. Seus resultados indicaram que o substrato Si contribuiu para eficiência de comprimento de onda longo enquanto o nitreto contribuiu para eficiência de comprimento de onda curto. Substratos de silício fornecem não apenas solução de baixo custo, mas também aprimoramento de PCE e boa condutividade térmica [52].

Geralmente, para crescimento de células solares, camadas de filme contínuo são crescidas uma sobre a outra e isso resulta em alta densidade de discordâncias. No entanto, quando III-nitreto são crescidos em nanoestruturas, a área de fundo em contato com o substrato é pequena, logo discordâncias de threading são reduzidas e a tensão também pode ser mínima. Tessarek et al. relataram que as discordâncias de nanobastões de GaN desapareceram conforme o diâmetro diminui para 200 nm [53]. Portanto, como alternativa ao crescimento de filme em substratos de silício, seria uma escolha preferida crescer células solares de nanobastões III-nitreto para reduzir o custo, melhorar a qualidade do cristal e aumentar a eficiência da célula. Além disso, nanobastão/nanofio tem grande capacidade para aplicações fotovoltaicas porque os elétrons foto-gerados podem ser coletados mais efetivamente antes de recombinarem com lacunas devido a um caminho direto para os eletrodos e as estruturas de nanobastão podem melhorar o aprisionamento de luz para aumentar a absorção de fótons [54, 55]. Vários grupos demonstraram fotodetectores [56, 57], nanolasers [58, 59], nano-LEDs [60, 61] e aplicações de divisão fotoeletroquímica de água [62] baseados em nanobastões III-nitreto [55]. No entanto, o demérito de células solares de nanobastão é que pares elétron-lacuna foto-gerados recombinam em abundantes centros de armadilha de portadores devido a defeitos de superfície. Além disso, os processos de fabricação de dispositivos de células solares de nanobastão são mais complicados que os de dispositivos de filme fino. Contudo, superar essas questões mencionadas acima resultou em um aumento de quase três vezes na PCE, como mostrado por Wallentin et al., onde o arranjo de nanobastão de InP tem PCE de 13,8% da otimização do diâmetro do nanobastão e do comprimento do segmento n superior [54, 63]. Krogstrup et al. indicaram que alta densidade de corrente de curto-circuito (Jsc) foi obtida em estruturas únicas de nanofio core-shell GaAs devido a aumento de mais de uma ordem de magnitude na absorção de luz aprimorada por concentração de luz [64]. Wierer et al. [65], Cansizoglu et al. [66] e Nguyen et al. [31] demonstraram diferentes tipos de células solares de arranjo de nanobastão de nitreto em template de GaN e substrato Si. A comparação de pesquisas fotovoltaicas recentes de nanobastão/nanofio está listada na Informação Suplementar: Tabela S1. No entanto, as contribuições de conversão fotoelétrica de diferentes teores de In em dispositivos fotovoltaicos de ensemble de nanobastão InGaN em substratos Si (111) de baixo custo não foram discutidas sistematicamente até agora.

Neste estudo, ensembles de nanobastões Mg:GaN/InGaN/Si:GaN III-nitreto com 8% e 11% de concentração de índio foram crescidos em substratos Si (111) do tipo-n por epitaxia de feixe molecular assistida por plasma (PA-MBE, Veeco EPI930). As propriedades estruturais e teores de índio foram estimados por medidas de difração de raios-X de alta resolução (HR-XRD, Bede D1). A estrutura fina de nanobastões foi analisada por microscopia eletrônica de transmissão de alta resolução (HR-TEM, FEI E.O Tecnai F20 G2). As propriedades de densidade de corrente versus tensão (J-V) de células solares de nitreto foram discutidas sob iluminação de 1 sol, AM 1.5G (Newport 94023A). Eficiência quântica externa (EQE, Enli Technology Co., Ltd., QE-R3018) foi medida para estudar a resposta espectral. Os alinhamentos de diagrama de banda e simulações também foram investigados para explicar o transporte de elétrons e lacunas.

Método Experimental

Técnica de Crescimento

O crescimento de nanobastões Si:GaN e Mg:GaN/InGaN/Si:GaN baseia-se na técnica de epitaxia de feixe molecular assistida por plasma (PA-MBE). Todas as amostras foram crescidas por um sistema PA-MBE Veeco GEN930 equipado com fonte de plasma de nitrogênio 6N (Veeco, UNI-Bulb). O substrato Si (111) tipo-n com resistividade de 0,001–0,005 Ω cm foi limpo com acetona, isopropanol e água desionizada em banho ultrassônico por 5 min em cada etapa para remover contaminação orgânica residual e depois gravado em solução HF:H₂O 48–51% = 1:5 por 5 min para remover o óxido nativo. Após o processo de limpeza/gravação químico, o substrato Si foi seco com gás nitrogênio. O substrato Si foi introduzido na câmara de buffer e então transferido para a câmara de crescimento por um braço de transferência acoplado magneticamente. Antes do crescimento dos nanobastões, o substrato foi limpo termicamente a 900 °C por 30 min para remover óxido nativo residual para obter uma superfície Si 7 × 7 reconstruída limpa e ordenada. Átomos de nitrogênio ativados foram gerados por uma pistola de plasma e seu fluxo e pureza foram controlados via um controlador de fluxo de massa de alta resolução (HORIBA STEC, SEC-7320 M) e um purificador de nitrogênio (Entegris, CE35KFI4R). Fontes de alta pureza (6N ou superior) de Ga, In, Si e Mg foram fornecidas por células de efusão de fonte sólida. O feixe equivalente de pressão (BEP) de metal do grupo III e plasma de N₂ foram medidos com um medidor de fluxo de feixe. Controlando as razões de fluxo III/V para condição rica em N, nanobastões podem ser obtidos. Primeiro, nanobastões Si:GaN auto-organizados foram crescidos a 760 °C por 82 min. A dessorção de InN é crítica em temperaturas elevadas porque o índio evaporará da superfície da amostra. Para reter índio nos nanobastões, a técnica de epitaxia modulada por metal (MME) foi utilizada [67, 68]. MME envolve abertura e fechamento periódico dos obturadores de metal para modular os fluxos de metal, enquanto o obturador de N₂ é mantido aberto. Para ajustar a concentração de In, dois diferentes tempos de ciclo de átomos de In e Ga incidiram no substrato alternadamente por 20 s/30 s (amostra B) e 30 s/30 s (amostra C) com 50 períodos a 550 °C. Finalmente, camada Mg:GaN foi crescida a 600 °C. As amostras foram crescidas sob BEP de nitrogênio ativo de 9,25 × 10⁻⁶ torr com potência de plasma 450 W, BEP de In 2,42 × 10⁻⁸ torr e BEP de Ga 1,93 × 10⁻⁸ torr. Além disso, nanobastões Si:GaN de camada única (amostra A) também foi preparada como grupo controle sob a mesma condição.

Fabricação do Dispositivo

Após o crescimento dos nanobastões, o processo de fabricação do dispositivo incluiu as seguintes etapas. (1) A área do dispositivo de mesa 350 × 350 μm² foi definida por gravação até o Si tipo-n com tetrafluorometano (CF₄) baseado na técnica de gravação por íons reativos (Advanced System Technology, Cirie-200) usando fotorresistência (Microchemicals GmbH, AZ1400) como máscara. (2) Banho ultrassônico com água desionizada foi usado para limpar nanobastões soltos do dispositivo exceto os da área da mesa. (3) Imergir a amostra em (NH₄)₂S a 60 °C por 1 min para passivar a superfície do nitreto para supressão de óxido nativo e redução de recombinação não-radiativa [69,70,71,72,73]. (4) Um filme fino de óxido de índio-estanho (ITO) de 100 nm foi depositado no topo dos nanobastões para servir como contato ôhmico transparente Mg:GaN por sputtering (Advanced System Technology, Psur-100HB) acompanhado por fotolitografia (M&R Nano Technology, AG350-6B) e técnicas de lift-off. (5) Contatos metálicos de grade multicamada Ti/Al/Ti/Au (20 nm/300 nm/20 nm/50 nm) no filme ITO e nos substratos Si tipo-n foram fabricados por evaporação por feixe de elétrons (Advanced System Technology, Peva-600E) usando fotolitografia e técnicas de lift-off. (6) Todos os contatos metálicos de grade foram recozidos por sistema de recozimento térmico rápido (Advanced System Technology, FA04) por 30 s em nitrogênio a 800 °C para obter contatos ôhmicos.

Preparação de Amostra para TEM

Para estudar ainda mais a estrutura do cristal, nanobastões individuais das amostras B e C foram extraídos por sonicação em etanol. Após 30 min de sonicação, algumas gotas da solução de etanol foram aplicadas em uma grade de cobre (Ted Pella) e o etanol foi evaporado à temperatura ambiente. Antes das medições, a amostra foi assada a 150 °C para remover solventes orgânicos livres.

Resultados e Discussão

Propriedades Morfológicas e Estruturais

As vistas superiores e vistas de seção transversal de imagens de microscopia eletrônica de varredura (SEM) são mostradas na Fig. 1a–f ilustrando a morfologia dos nanobastões como crescidos. Da esquerda para a direita, Fig. 1 a–c representa a variação na morfologia de superfície de Si:GaN (amostra A) e Mg:GaN/InGaN/Si:GaN com tempos de ciclo de incidência de átomos In/Ga variados de 20 s/30 s (amostra B) e 30 s/30 s (amostra C) durante o crescimento de InGaN de 50 ciclos, respectivamente. Os diâmetros de nanobastões Si:GaN e Mg:GaN/InGaN/Si:GaN são 30–100 nm e 80–150 nm respectivamente, enquanto as densidades areais são ~ 7 × 10⁹ cm⁻². As imagens de seção transversal dos nanobastões são mostradas na Fig. 1d–f e indicam o comprimento dos nanobastões em torno de 700 nm para amostras A a C. A estrutura esquemática das amostras Mg:GaN/InGaN/Si:GaN é mostrada na Fig. 1g.

a Vista superior SEM de n-GaN (amostra A), p-GaN/InGaN/n-GaN com tempos de ciclo de incidência de átomos In e Ga de b 20 s/30 s (amostra B) e c 30 s/30 s (amostra C). Vistas de seção transversal SEM de d amostra A, e amostra B e f amostra C. g Diagrama esquemático da estrutura de nanobastão p-GaN/InGaN/n-GaN

A Figura 2a registrou a medição de difração de raios-X theta-2theta focando em amostras com diferentes tempos de ciclo de incidência de fonte. O pico mais forte localizado a 28,44° origina-se do substrato Si. Um pico nítido e claro a 34,56° corresponde à difração GaN (0002) e indica boa inibição de mistura de fase da camada InGaN. Um pico no lado de 2-theta inferior do pico GaN (0002) a 34,22° para amostra B e a 34,13° para amostra C é InGaN (0002). As constantes de rede c de InN e GaN são 5,760 Å e 5,185 Å respectivamente [74]. Seguindo a lei de Bragg, as constantes de rede c de InGaN (0002) são calculadas como 5,23 Å para amostra B e 5,25 Å para amostra C. Importando a constante de rede c de InGaN (0002) para a lei de Vegard, a concentração de In pode ser estimada como 8% para amostra B e 11% para amostra C sem consideração de tensão. A Figura 2b mostra a imagem TEM de baixa ampliação da amostra C e diagrama esquemático de sua estrutura. A área 1 e área 2 são regiões n-GaN e InGaN respectivamente. O padrão de difração eletrônica de área seletiva (SAED) tomado na área 1 demonstra que a direção [0001] é paralela ao eixo longo do nanobastão e uma direção de crescimento comum de nanobastões de nitreto. Além disso, nenhuma discordância é encontrada no cristal. Na Figura 2c e d, as imagens TEM de resolução atômica fornecem as constantes de rede c de GaN e InGaN como 5,19 Å e 5,25 Å respectivamente, o mesmo que os resultados calculados pela lei de Bragg via varredura XRD theta-2theta. Além disso, a constante de rede c de InGaN para amostra B é 5,23 Å via imagens TEM de resolução atômica mostradas na Informação Suplementar: Figura S1. Adicionalmente, imagens de campo escuro anular de alto ângulo (HAADF) e espectroscopia de raios-X dispersiva de energia (EDS) de varredura de linha, indicando a distribuição de índio, estão incluídas na Informação Suplementar: Figura S2.

a Espectros HR-XRD para varreduras theta-2theta. O teor de índio do material InGaN foi estimado como 8% para amostra B (curva vermelha) e 11% para amostra C (curva azul) usando a lei de Vegard. b Imagem TEM de nanobastão de nitreto livre de discordâncias e padrão SAED de região n-GaN. O diagrama esquemático de nanobastão único abaixo da imagem obedece à escala estrutural relativa. Imagens TEM de resolução atômica de c n-GaN na área 1 e d InGaN na área 2 mostram livres de discordâncias e suas constantes de rede c

Análise das Características Elétricas e Ópticas

As medições de densidade de corrente versus tensão foram realizadas por um medidor de fonte Keithley 2400. A Figura 3a exibe o diagrama esquemático da célula solar de ensemble de nanobastões. A área total do dispositivo é 0,12 mm² e a área efetiva sob iluminação excluindo o metal de contato é 0,0924 mm². Para coletar elétrons foto-gerados, um filme condutor transparente ITO de 100 nm é depositado no topo do p-GaN para conectar os nanobastões e o eletrodo dedo Ti/Al/Ti/Au (20 nm/300 nm/20 nm/50 nm). Análises de características fotoelétricas do dispositivo também foram conduzidas com simulador solar sob condição de 1 sol, AM 1.5G como mostrado na Fig. 3b–d. Os valores de resistência série Rs determinados da Fig. 3b–d são 83 Ω, 250 Ω e 2,5 kΩ e os valores de resistência shunt Rsh são 413 kΩ, 550 kΩ e 2 MΩ para amostras A, B e C respectivamente. A densidade de fotocorrente a tensão zero, Jsc, do dispositivo In₀,₀₈Ga₀,₉₂N (amostra B) e In₀,₁₁Ga₀,₈₉N (amostra C) é 7,77 mA/cm² e 14,96 mA/cm² respectivamente. O aprimoramento da fotocorrente sobre o aumento da concentração de In foi demonstrado via comparação de Jsc. Além disso, Krogstrup et al. ilustraram que a propriedade de concentração de luz em células solares de nanobastão pode aumentar a absorção de luz e fornecer alta fotocorrente [64]. A tensão de circuito aberto (Voc) e fator de preenchimento (FF) da amostra C são 0,28 V e 30% respectivamente. Vários grupos também demonstraram estruturas de nanobastão com Voc mais baixo [72, 75, 76]. Para elucidar o desempenho fotovoltaico real em uma área realmente iluminada, PCE de área efetiva, PCEeff, estabelece uma eficiência baseada na área efetiva que exclui a área do eletrodo de grade, enquanto PCE de área total, PCEtot, considera toda a área do dispositivo. É notável que os valores de PCEtot e PCEeff são 0,98% e 1,27% que indicam uma PCE mais alta de célula solar de nanobastão de nitreto já relatada. A principal contribuição vem do alto Jsc, embora o Voc seja menor que outras células solares de nanobastão III-nitreto [65, 77]. Existem duas possíveis razões para o baixo Voc, incluindo o nível quasi-Fermi limitado na junção p-n Si que a banda proibida do Si é 1,12 eV baseada no diagrama de banda e um caminho de corrente confinado pode ser criado devido ao pinning do nível de Fermi de superfície [66]. A Tabela 1 resume a comparação de Jsc, Voc, FF e PCE de três amostras.

a Diagrama esquemático da célula solar de ensemble de nanobastões. Curvas de densidade de corrente-tensão de b n-GaN/n-Si, c p-GaN/In₀,₀₈Ga₀,₉₂N/n-GaN/n-Si, e d p-GaN/In₀,₁₁Ga₀,₈₉N/n-GaN/n-Si células solares de ensemble de nanobastões medidas sob 1 sol, simulador solar AM 1.5G

Para entender as propriedades físicas e elétricas, os diagramas de banda são calculados usando um programa 1D-DDCC (Solver Unidimensional de Poisson, Deriva-Difusão e Schrödinger) [78]. As afinidades eletrônicas de ITO, Si e GaN usadas são 4,40 eV, 4,05 eV e 4,1 eV respectivamente. A Figura 4a e b mostra o diagrama de banda ITO/n-GaN/n-Si sem viés de tensão e curva J-V no escuro respectivamente. Ilustra que a estrutura ITO/n-GaN/n-Si não tem efeito retificador e mostra um perfil J-V linear. A barreira de potencial da heterointerface pode ser ignorada para transportadores de carga porque o deslocamento da banda de condução entre Si e GaN é esperado ser um valor pequeno de 50 meV. Esta curva J-V linear do tipo resistor está em contradição com os resultados experimentais.

a Diagrama de banda ITO/n-GaN/n-Si, b Curva J-V ITO/n-GaN/n-Si, c Diagrama de banda ITO/n-GaN/p-Si/n-Si, e d Curvas J-V de ITO/n-GaN/p-Si/n-Si simuladas pelo programa 1D-DDCC

Uma possível explicação dos resultados da curva J-V é que a difusão de Ga induz um p-Si na interface GaN/Si e cria uma junção p-n. Reichertz et al. [14] e Neplokh et al. [76] verificaram a difusão de Al no substrato de silício durante o crescimento de camadas de nitreto. Boro, Al e Ga são elementos do grupo IIIB que podem ser um dopante para formação de camada p-Si. No entanto, a taxa de difusão de Ga é 8 nm/dia a 700 °C [79]. A Figura 4c mostra um diagrama de banda que inclui uma camada p-Si muito fina (1 nm) entre a interface n-GaN e n-Si. Um pequeno campo elétrico embutido é criado na junção p-n Si que pode impulsionar elétrons para o substrato n-Si e lacunas para a camada de contato ITO. As curvas J-V dependentes da espessura demonstram que a tensão de ligação do diodo diminui quando a espessura das camadas p-Si se torna mais fina na Fig. 4d. O p-Si ultra-fino será uma limitação para separação de nível quasi-Fermi e reduzirá o Voc do desempenho solar. A propriedade elétrica simulada com a camada p-Si incluída está mais próxima do resultado desta pesquisa. Portanto, o diagrama de banda da estrutura Mg:GaN/InGaN/Si:GaN/p-Si/n-Si pode ser construído como modelo como na Fig. 5. Iluminação de luz AM 1.5G do topo leva à absorção de fótons com energia maior que a banda proibida de InGaN. Quando a luz irradia no Si através dos bastões e do espaço intersticial entre os bastões, fótons com energia maior que a banda proibida do Si também poderiam ser absorvidos pelo substrato p-n Si e fotocorrente é produzida. Simultaneamente, pares elétron-lacuna gerados nas regiões de nitreto pela luz de comprimento de onda curto são separados pelo campo elétrico embutido de junção p-i-n. No final, portadores foto-gerados poderiam ser coletados através do contato superior de óxido de índio-estanho (ITO) para Mg:GaN e o contato inferior Si n. Baseado neste modelo de estrutura e considerando barreira de Schottky introduzida pelo contato ITO, a simulação da curva J-V é mostrada na Fig. 5b. A curva J-V simulada indica que a forma de S é causada pelo comportamento não-ôhmico do contato p. Essa é uma possível razão para explicar a forma de S existente para Mg:GaN/u-InGaN/Si:GaN (amostras B e C) na Fig. 3c e d. Portanto, as densidades de corrente em viés negativo (Jviés negativo (−0,5 V)) onde a forma de S é achatada são anotadas na Tabela S2. Jviés negativo pode ser um ponto de verificação para otimização adicional e um valor alvo.

a Diagrama de banda de célula solar de nanobastão p-i-n nitreto em p-n Si simulado pelo programa 1D-DDCC. b Simulação de curva J-V de célula solar de nanobastão p-i-n nitreto em p-n Si

Os resultados de medição EQE sem viés de luz (luz adicional não modulada) são mostrados na Fig. 6a, que compara os EQEs de Si:GaN/n:Si (amostra A), Mg:GaN/u-In₀,₀₈Ga₀,₉₂N/Si:GaN (amostra B), e Mg:GaN/u-In₀,₁₁Ga₀,₈₉N/Si:GaN (amostra C). A amostra C tem maior concentração de In que pode ser responsável pelos valores mais altos em comprimento de onda curto devido à absorção na camada InGaN. Os EQEs máximos nas amostras A, B e C são 32%, 55% e 63% respectivamente. Comparado com os espectros de reflectância de wafer Si, amostras A, B e C mostrados na Fig. 6b, as oscilações de EQEs e espectros de reflectância são devidas à interferência de diferentes camadas. O wafer Si nu tem a maior reflectância devido à sua superfície plana. Amostras A, B e C têm reflectância menor porque estruturas de nanobastão têm efeito de aprisionamento de luz. A amostra C tem o maior EQE em comprimento de onda longo e a menor reflectância devido ao maior efeito de aprisionamento de luz. Este resultado pode explicar a maior fotocorrente gerada na amostra C. Os espectros de fotoluminescência (PL) a temperatura ambiente (RT, 300 K) da amostra B e amostra C são mostrados na Fig. 6c. O pico mais alto localizado a 3,40 eV é emissão de borda de banda próxima (NBE) de GaN. Os picos localizados a 3,09 eV e 3,03 eV são devidos à emissão NBE de In₀,₀₈Ga₀,₉₂N e In₀,₁₁Ga₀,₈₉N. Os resultados são semelhantes aos valores do cálculo da equação de curvatura de 3,1 eV e 3,0 eV a RT [4]. Também mostra as mesmas fortes oscilações de Fabry-Perot (marcadas por sinais de estrela) como os EQEs e os espectros de reflectância, representando interfaces suaves entre cada camada/superfície.

a Espectros de eficiência quântica externa de três amostras de nanobastões de nitreto/Si. b Espectros de reflectância de wafer Si nu e três amostras de nanobastões de nitreto/Si. c Espectros de fotoluminescência a temperatura ambiente de duas amostras InGaN

Conclusão

Nanobastões Mg:GaN/InGaN/Si:GaN e Si:GaN de alta qualidade crescidos em n-Si por epitaxia de feixe molecular assistida por plasma são demonstrados com sucesso. Medidas fotovoltaicas exibem PCEeff de 1,27% e PCEtot de 0,98% sob iluminação de 1 sol, AM 1.5G para Mg:GaN/u-In₀,₁₁Ga₀,₈₉N/Si:GaN que tem maior concentração de In e maior efeito de aprisionamento de luz induzindo alta fotocorrente. Embora dispositivo de nanobastões Si:GaN em n-Si possa não ter um campo embutido proeminente de junção p-n, o projeto de uma estrutura heterojunção adequada ajuda a impulsionar os fotoportadores para os contatos superior e inferior e melhora o desempenho da célula.

Disponibilidade de Dados e Materiais

Os autores declaram que os materiais e dados estão disponíveis aos leitores, e todas as conclusões feitas neste manuscrito são baseadas nos dados que são todos apresentados e mostrados neste artigo.

Abreviações

LED:

Diodo emissor de luz

PCE:

Eficiência de conversão de potência

Jsc:

Densidade de corrente de curto-circuito

PA-MBE:

Epitaxia de feixe molecular assistida por plasma

HR-XRD:

Difração de raios-X de alta resolução

HR-TEM:

Microscopia eletrônica de transmissão de alta resolução

EQE:

Eficiência quântica externa

BEP:

Pressão equivalente de feixe

MME:

Epitaxia modulada por metal

ITO:

Óxido de índio-estanho

Voc:

Tensão de circuito aberto

RT:

Temperatura ambiente

PL:

Fotoluminescência

NBE:

Borda de banda próxima