Efeito pós-recozimento nas propriedades ópticas e eletrônicas de filmes finos MoOX termicamente evaporados como contatos seletivos de furo para células solares p-Si

Resumo

Devido à sua grande função de trabalho, MoO _X tem sido amplamente utilizado para contato seletivo de orifício em células solares de filme fino e de silício cristalino. Neste trabalho, MoO evaporado termicamente _X os filmes são empregados nas partes traseiras de p -tipo de silício cristalino ( p -Si) células solares, onde as propriedades ópticas e eletrônicas do MoO _X os filmes, bem como os respectivos desempenhos do dispositivo, são investigados em função do tratamento pós-recozimento. O MoO _X filme recozido a 100 ° C mostra a função de trabalho mais alta e prova a melhor seletividade de furo com base nos resultados de simulação de banda de energia e medições de resistividade de contato. A traseira completa p -Si / MoO _X / Células solares em contato com Ag demonstram o melhor desempenho com uma eficiência de 19,19%, que é o resultado da influência combinada de MoO _X Seletividade de furo e capacidade de passivação.

Introdução

Os óxidos de metal de transição possuem uma ampla gama de funções de trabalho, indo de 3,5 eV para ZrO ₂ defeituoso a 7,0 eV para V estequiométrico ₂ O ₅ [1,2,3,4,5,6]. Entre eles, MoO _X é um dos materiais mais extensivamente estudados para aplicações em dispositivos optoeletrônicos [7,8,9] devido à sua alta transparência, não toxicidade e moderada temperatura de evaporação [10, 11]. MoO _X é relatado como tendo uma grande função de trabalho de ~ 6,7 eV e está sendo amplamente utilizado como camadas de extração de orifícios em dispositivos fotovoltaicos [12], dispositivos emissores de luz [13], sensores [14, 15] e memórias [16]. Para dispositivos fotoelétricos envolvendo MoO _X camadas de extração de buraco, o desempenho do dispositivo é fortemente dependente das propriedades ópticas e eletrônicas do MoO _X filmes finos. No campo fotovoltaico, MoO _X filmes finos foram inicialmente aplicados em dispositivos orgânicos [17,18,19]. Nos últimos anos, muitas pesquisas foram feitas sobre a aplicação de MoO _X filmes para silício cristalino ( c -Si) células solares [9, 20,21,22]. A energia de ionização de c -Si é cerca de 5,17 eV, que é o limite inferior para a função de trabalho de materiais de contato seletivo de furo [23]. A função de alto trabalho de MoO _X irá induzir uma grande curvatura de banda no c -Si / MoO _X interface e levar ao acúmulo de buracos em p -tipo de silício ( p -Si) ou o esgotamento de elétrons em n -tipo de silício ( n -Si), favorecendo o transporte dos furos [24]. Substituindo o p - tipo camada de silício amorfo com MoO _X filme na célula solar de heterojunção de silício clássica, uma eficiência de conversão de energia ( PCE ) de 23,5% foi alcançado [25]. Comparado com MoO _X contatos feitos para n -tipo bolachas, aquelas feitas para p Wafers do tipo (sem camada de Si amorfo) apresentam melhor desempenho em termos de passivação de superfície e resistividade de contato [24]. A viabilidade de MoO _X filmes como contatos seletivos em p -Células solares Si foram demonstradas em nosso trabalho anterior [26], e uma eficiência de 20,0% foi alcançada com base em p -Si / SiO _X / MoO _X / V ₂ O _X / ITO / Ag contato traseiro [27].

MoO _X (X ≤ 3) tem uma grande função de trabalho por causa do caráter de concha fechada em sua estrutura eletrônica em massa e os dipolos criados por sua estrutura de camada interna [28]. A presença de defeitos de vacância de oxigênio diminuirá a função de trabalho de MoO _X [4] e resulta em um n -tipo material [29]. Simulações numéricas indicaram que a função de trabalho superior de MoO _X induziu uma altura de barreira Schottky favorável, bem como uma inversão no MoO _X / intrínseco a-Si:H / n -tipo c -Si ( n -Si) interface, estimulando o caminho de menor resistência para furos [30]. Portanto, ajustando a estrutura eletrônica e a função de trabalho do MoO _X é de grande importância para o contato passivador c -Si células solares.

MoO _X os filmes podem ser depositados por deposição de camada atômica [30,31,32,33,34], pulverização catódica reativa [12], deposição de laser pulsado [35], evaporação térmica [24, 36] e revestimento por rotação [37]. Na maioria das pesquisas de células solares baseadas em Si / MoO _X contato, MoO _X os filmes são preparados por evaporação térmica à temperatura ambiente [8]. Porque a controlabilidade das propriedades de MoO _X filmes por evaporação térmica é limitada, vários métodos de pós-tratamentos foram estudados para ajustar a função de trabalho do MoO evaporado termicamente _X . A exposição ao ozônio UV pode aumentar a função de trabalho do MoO evaporado _X filmes em substratos de ouro de 5,7 eV a 6,6 eV [8]. Irfan et al. realizou recozimento a ar de MoO _X filmes em substratos de ouro a 300 ° C por 20 h e descobriram que o recozimento de longo tempo não auxilia na redução das lacunas de oxigênio devido à difusão do ouro do substrato em direção ao MoO _X filme [38]. A função de trabalho de MoO _X filmes em p -tipo c -Si ( p -Si) diminuiu após in situ recozimento a vácuo na faixa de temperatura de 300 a 900 K [39].

Neste trabalho, p - Células solares Si com MoO _X os contatos de passivação nas laterais traseiras são configurados. As propriedades ópticas e eletrônicas, bem como a influência do MoO pós-recozido _X filmes em p -Si / MoO _X as células solares são sistematicamente investigadas por meio de experimentos e simulações de bandas de energia. Uma relação linear entre a função de trabalho e a razão atômica O / Mo é encontrada. É interessante que, em comparação com a amostra intrínseca, a amostra recozida a 100 ° C com uma função de trabalho superior exibe uma resistividade de contato mais baixa, apesar de seu SiO _X mais espesso intercamada. De acordo com a simulação da banda de energia, a variação de MoO _X A função de trabalho tem um pequeno efeito na curvatura da banda de p -Si, enquanto a banda dobrada de MoO _X aumenta significativamente à medida que sua função de trabalho aumenta. Portanto, sugere-se que funções de trabalho superiores são vitais para o transporte eficaz do buraco de p -Si para MoO _X onde o SiO interfacial _X camada está em uma faixa de espessura moderada. Nossos resultados fornecem detalhes valiosos das características da interface do p -Si / MoO _X em vista de células solares de heterojunção de alto desempenho com contatos seletivos de portador à base de óxido.

Métodos

Deposição de filme, processo de pós-recozimento e fabricação de células solares

As células solares são fabricadas em p -tipo <100> wafers CZ com uma resistividade de ~ 2 Ω · cm e espessura do wafer de 170 μm. As bolachas de silício são pré-limpas por solução mista de NaOH e H ₂ O ₂ e então texturizado por solução de NaOH. As bolachas são então lavadas com água desionizada (água DI) após mergulho de 1 minuto em ácido fluorídrico diluído (HF). Fortemente dopado n ⁺ superfície frontal ( N _D ≈ 4 × 10 ²¹ cm ⁻³ ) é obtido pela difusão de fósforo de um POCl ₃ fonte em um forno de quartzo. Um SiN _X de camada dupla :O revestimento de passivação e anti-reflexo H é então depositado por deposição química de vapor aprimorada por plasma (PECVD). A pasta de prata é impressa em tela nas células solares com um emissor seletivo [40]. Subseqüentemente, um processo "fire-through" é conduzido a 850 ° C por ~ 1 min, após o qual contatos ôhmicos com baixa resistividade resultam [41]. A superfície posterior de cada amostra é enxaguada com HF diluído antes de MoO _X deposição. MoO _X os filmes são evaporados termicamente na parte traseira com uma taxa de deposição de ~ 0,2 Å / s sob 8 × 10 ^–4 Pa [26]. Tratamentos pós-recozimento do MoO depositado em temperatura ambiente _X os filmes são realizados em um processador térmico rápido ao ar. A temperatura de ajuste foi alcançada em 10 se mantida por 5 min. MoO _X filmes com diferentes temperaturas de recozimento são aplicados a p - Células solares Si com MoO traseiro completo _X / Contatos Ag.

Medições

Os espectros de transmitância do MoO _X filmes depositados em vidros de sílica com 1,2 mm de espessura são medidos usando um espectrômetro UV-Vis com uma esfera integradora. A morfologia da superfície e a rugosidade dos filmes são medidas por microscópio de força atômica (AFM). As propriedades ópticas do MoO _X os filmes são analisados usando elipsometria espectroscópica (J.A. Woollam Co., Inc., elipsômetro M2000U), e os resultados medidos são ajustados usando o modelo de óxido nativo. Espectroscopia de fotoelétrons de raios-X de alta resolução (XPS) de Mo 3d e Si 2p são medidos empregando raios-X monocromato Al Kα com uma energia de fóton de 1486,7 eV. Os espectros de espectroscopia de fotoemissão ultravioleta (UPS) são registrados usando excitação He I 21,22 eV não filtrada com a amostra polarizada em - 10 eV. Antes da detecção de XPS e UPS, as superfícies das amostras foram pré-limpas por íons de argônio.

A resistividade de contato em p -Si / MoO _X A interface é extraída pelo método de Cox e Stack [42], que envolve uma série de medições de resistência em uma estação de sonda com contatos Ag frontais de diâmetros diferentes. As qualidades de passivação de MoO _X filmes com espessuras diferentes são determinados a partir de medições de vida útil eficaz por meio do método de fotocondutância de estado quase estacionário (QSSPC). As amostras para o teste QSSPC são assimétricas, pois as faces frontais são texturizadas, n ⁺ dopado e passivado por meio de um SiN _X de camada dupla :H filmes [43], enquanto os lados traseiros são cobertos com o MoO _X filmes [26]. As características de densidade-voltagem de corrente das células solares (3,12 × 3,12 cm ² ) são medidos nas condições padrão de um sol (100 mW · cm ⁻² , Espectro AM1.5G, 25 ° C) já que a intensidade luminosa é calibrada com uma célula de referência Fraunhofer CalLab certificada.

Simulações

Simulação numérica da estrutura de bandas do p -Si / MoO _X os contatos são feitos com AFORS-HET, que se baseia na resolução das equações de Poisson unidimensionais e de continuidade de duas portadoras [44]. Os principais parâmetros estão listados na Tabela 1. O limite de contato frontal e traseiro é definido como a função de trabalho de metal de fixação para banda plana. A interface entre p -Si e MoO _X é definido como “emissão termiônica” (um dos modelos numéricos). Propriedades de encapsulamento de SiO fino ₂ o filme é comumente definido alterando-se os parâmetros de interface sob o modelo de “emissão termiônica” apenas para contato Schottky de metal / semicondutor. Portanto, o túnel realmente existente SiO _X no Si / MoO _X interface é omitida. Para p -Si, defeitos eletroneutros na energia central com densidade total de armadilha é definida como 1 × 10 ¹⁴ cm ⁻³ . Para MoO _X , defeitos de cauda de condução do tipo doador com concentração total são definidos como 1 × 10 ¹⁴ cm ⁻³ .

Resultados e discussão

A Figura 1a representa as fotografias do MoO _X de 10 nm de espessura filmes sobre vidro de sílica recozido ao ar por 5 min em diferentes temperaturas (100 ° C, 200 ° C e 300 ° C). Todas as amostras são visualmente incolores e transparentes. A partir dos espectros de transmitância óptica correspondentes na Fig. 1b, pode-se ver que o espectro de transmitância do MoO recozido 100 ° C _X o filme quase se sobrepõe ao filme não recozido. Temperaturas de recozimento mais altas resultam em uma transmitância mais baixa na faixa de 600-1100 nm, que poderia ser atribuída à absorção de portadores livres induzida por vacâncias de oxigênio [46]. MoO mais espesso _X filmes (20 nm) são depositados em wafers de Si polidos para medir o índice de refração n e coeficiente de extinção k mais precisamente. O índice de refração na Fig. 1c está na faixa de 1,8–2,5, o que é consistente com outros estudos [31, 32]. O n curvas, bem como o k curvas (Fig. 1d) têm uma pequena diferença entre as quatro amostras. O n a 633 nm dos filmes de 20 nm de espessura diminui ligeiramente, o que está resumido na Tabela 2.

As morfologias da superfície são então caracterizadas por AFM como mostrado no arquivo adicional 1:Figura S1. A rugosidade quadrada média (RMS) correspondente está listada na Tabela 2. O MoO _X de 10 nm de espessura conforme depositado o filme fino (arquivo adicional 1:Figura S1a) tem uma rugosidade RMS de 4,116 nm, que está de acordo com a morfologia da superfície em forma de onda. Conforme a temperatura de recozimento aumenta (Arquivo adicional 1:Figura S1b – d), a ondulação da superfície do MoO _X o filme torna-se maior, enquanto as estruturas apresentadas tornam-se menores e muito mais densas, provavelmente devido ao processo de orvalho [47]. Após o recozimento a 300 ° C, a rugosidade RMS atinge 12,913 nm. Os filmes de 20 nm de espessura são menos rugosos com o RMS em torno de 1 nm (Tabela 2). O processo de desparafinação também é suprimido, conforme indicado pelas medições RMS em função dos tratamentos de recozimento. A evolução da morfologia acima não reflete totalmente as mudanças no filme de óxido no nível do dispositivo, onde o MoO _X os filmes são depositados em Si e cobertos com eletrodos de Ag, mas a evolução da morfologia pode nos dar as propriedades intrínsecas de MoO _X no SiO ₂ superfície.

MoO _X tem uma tendência natural para formar defeitos de vacância de oxigênio [48], que podem impactar na estrutura molecular. A fim de identificar tais variações de estrutura molecular relacionadas à vacância, medições de espectroscopia Raman são feitas em MoO _X (20 nm) / Si (<100>). Não há picos característicos de MoO _X nos espectros Raman sob excitação com luz verde (532 nm) (Arquivo adicional 1:Figura S2), que é independente do tratamento térmico. Quando a excitação é alterada para luz ultravioleta de 325 nm, bandas características de MoO _X aparecem, que geralmente se localizam em 600-1000 cm ⁻¹ (Figura 2). O pico agudo de 515 cm ⁻¹ em todas as amostras corresponde à ligação Si – Si. Para o MoO intrínseco e recozido a 100 ° C _X filmes, bandas Raman estão presentes em 695, 850 e 965 cm ⁻¹ , que são de [Mo ₇ O ₂₄ ] ⁶⁻ , [Mo ₈ O ₂₆ ] ⁴⁻ ânions e (O =) ₂ Mo (–O – Si) ₂ espécies dioxo, respectivamente [49]. Quando o filme é recozido a 200 ° C, o 965 cm ⁻¹ banda muda para 970 cm ⁻¹ , que é atribuído a Mo (=¹⁶ O) ₂ espécies dioxo [50]. O espectro Raman do MoO recozido a 300 ° C _X filme exibe bandas em 695, 810 e 980 cm ⁻¹ . A banda em 810 cm ⁻¹ é da ligação Si – O – Si, enquanto o (O =) ₂ Mo (–O – Si) ₂ contribui com a banda em 980 cm ⁻¹ . Os resultados indicam que o recozimento em diferentes temperaturas afetará a composição química de MoO _X filme, que pode indicar a diferença de concentração de vacância de oxigênio de cada amostra.

XPS é conduzido em MoO _X filmes (10 nm) para quantificar o conteúdo relativo de cada estado de oxidação e as relações atômicas de oxigênio para molibdênio (O / Mo). Após a subtração do fundo de Shirley e ajuste pelas curvas Gaussianas-Lorentzianas, uma deconvolução multipicos dos espectros XPS é conduzida. O nível do núcleo Mo 3d é decomposto em dois picos de dupleto com uma divisão de spin-órbita de dupleto Δ _BE 3,1 eV e uma relação da área do pico de 3:2 [11]. Conforme mostrado na Fig. 3, o pico de Mo ⁶⁺ 3d _5/2 o nível do núcleo se concentra em energia de ligação de ~ 233,3 eV. Para todas as amostras, um segundo dupleto em ~ 232,0 eV, que é denotado como Mo ⁵⁺ , é necessário para obter um bom ajuste aos dados experimentais [8]. A razão O / Mo é calculada pela seguinte fórmula [51]:
$$ X =\ frac {1} {2} \ cdot \ frac {{\ mathop \ sum \ nolimits_ {n} n \ cdot I ({\ text {Mo}} ^ {n +})}} {{\ mathop \ sum \ nolimits_ {n} I ({\ text {Mo}} ^ {n +})}} $$
onde eu (Mo ^{n +} ) são as intensidades dos componentes individuais dos espectros Mo 3d. n refere-se ao estado de valência de Mo íon, ou seja, 5 para Mo ⁵⁺ e 6 para Mo ⁶⁺ . O fator 1/2 é devido ao fato de que cada átomo de oxigênio é compartilhado por dois átomos de molibdênio.

As relações O / Mo de todas as amostras listadas na Tabela 3 estão abaixo de 3. A perda de oxigênio e as transições do estado de oxidação foram relatadas durante a deposição de óxidos de metal de transição [1]. Uma vez que as medições XPS são ex-situ, a exposição do ar ao MoO evaporado termicamente ₃ filmes em temperatura ambiente também podem aumentar as vacâncias de oxigênio [18, 52]. A proporção O / Mo do MoO não recozido _X o filme é 2,958, enquanto o pós-recozimento a 100 ° C aumenta o valor para 2,964. As temperaturas de recozimento mais altas reduzem então a razão O / Mo gradualmente. A maior razão O / Mo da amostra 100 ° C recozida pode ser explicada pelo oxigênio termicamente ativado injetado do ar para o MoO _X filme [38]. Arquivo adicional 1:A Figura S3 compara os espectros de Si 2p XPS do MoO recozido de 10 nm de espessura _X filmes. O espectro de Si 2p XPS da amostra não recozida mostra picos duplos de elementos de silício e Si ⁴⁺ pico. A Si ²⁺ o pico aparece quando recozido a 100 ° C. Quando recozido a 200 e 300 ° C, os picos de Si ⁴⁺ , Si ³⁺ e Si ²⁺ existem simultaneamente. Além disso, o X calculado em SiO _X para as quatro amostras são 2, 1,715, 1,672 e 1,815, respectivamente. Os átomos de oxigênio em SiO _X são de MoO _X; portanto, a razão O / Mo depende do equilíbrio entre o SiOx recebendo oxigênio e o ar injetando oxigênio. A propósito, conforme a temperatura de recozimento aumenta, o sinal do elemento Si se torna mais fraco, indicando um SiO mais espesso _X intercalares [26].

A redução do estado de oxidação catiônica de um óxido tende a diminuir sua função de trabalho [1]. UPS é utilizado para calcular a função de trabalho de MoO _X filmes em função do tratamento térmico. A Figura 4a mostra a região de corte do elétron secundário dos espectros do UPS, a partir da qual uma pequena vibração da função de trabalho pode ser vista. Na Fig. 4b podemos ver, após o recozimento pós-ar, os picos de defeito na área da banda de valência [37] tornam-se mais fracos. A Tabela 3 lista a razão O / Mo avaliada no ajuste XPS e a função de trabalho correspondente avaliada no corte de elétrons secundários do UPS para amostras em wafers de silício polido. Os resultados da função de trabalho e a estequiometria de MoO _X também são representados na Fig. 4c, onde uma forte correlação positiva é divulgada. Um aumento da razão O / Mo de 2,942 para 2,964 leva a um aumento da função de trabalho em aproximadamente 0,06 eV.

Antes de aplicar o MoO _X filmes como contatos passivantes em p -Si wafers, simulações de banda de energia unidimensional são conduzidas usando AFORS-HET [44] para obter uma imagem clara do p -Si / MoO _X heterocontatos. As espessuras de p -Si e MoO _X filme são definidos como 1 μm e 10 nm, respectivamente. A concentração de aceitador de p -Si é 1 × 10 ¹⁶ cm ⁻³ , resultando em uma função de trabalho de 4,97 eV. Desde MoO _X é um n do tipo de material [53], a variação da concentração de vacâncias de oxigênio é simulada pela alteração da concentração do doador na faixa de 1 × 10 ¹⁶ cm ⁻³ para 1 × 10 ²⁰ cm ⁻³ . A Figura 5a mostra que a função de trabalho e a concentração de doadores de MoO _X são exponencialmente correlacionados. A Figura 5c, d representa a estrutura de banda simulada como a concentração do doador ( N _D ) de MoO _X é 1 × 10 ¹⁶ e 1 × 10 ²⁰ cm ⁻³ , respectivamente. Ambas as bandas de p -Si e MoO _X são dobrados devido à diferença de função de trabalho e equilíbrio de energia de Fermi. A extração eficiente de portadores requer que orifícios fotogerados na banda de valência de p -Si recombina com elétrons apresentados no MoO _X banda de condução que são injetadas do eletrodo de metal adjacente [7, 54]. A banda se curvando em p -Si, MoO _X e a curvatura total da banda é mostrada na Fig. 5b. Como a função de trabalho de MoO _X ( WF _MO ) mudanças, não há nenhuma mudança óbvia no recurso de banda de p -Si. Em contraste, a curvatura da banda em MoO _X , que representa um campo elétrico interno favorável para a injeção de elétrons, aumenta à medida que sua função de trabalho aumenta. Podemos concluir que o aumento no MoO _X a função de trabalho aumentará a curvatura total da banda de p -Si / MoO _X contato, a maioria dos quais está no MoO _X papel. Portanto, uma função de alto trabalho de MoO _X é desejado do ponto de vista da injeção de elétrons no p -Si / MoO _X interface.

A Figura 6 mostra o escuro I – V características do p -Si / MoO _X contatos usando o método Cox e Strack (ver arquivo adicional 1:Figura S4 para a ilustração esquemática) [42]. A inclinação do I – V a curva aumenta com o aumento do diâmetro do eletrodo de ponto. O I-V curvas das amostras não recozidas e 100 ° C recozidas são lineares, com a resistividade de contato específica ( ρ _c ) ajustado como 0,32 e 0,24 Ω‧cm ² , respectivamente. Embora o recozimento a 100 ° C tornasse o SiO _X camada no p -Si / MoO _X interface mais espessa, o WF _MO é maior do que o MoO não recozido _X filme, então a amostra correspondente mostra a melhor característica de transporte de furo. O I-V curvas das amostras recozidas a 200 e 300 ° C tornam-se não lineares em pequenos diâmetros de ponto e não podem ser consideradas como contato ôhmico. Em comparação com as amostras recozidas a 100 ° C, as amostras recozidas em temperaturas de recozimento mais altas possuem correntes mais baixas. Como a pequena queda da função de trabalho, a principal razão seria que a temperatura de recozimento mais alta causa SiO _X mais espesso camada no p -Si / MoO _X interface, tornando mais difícil para os portadores fazerem um túnel através da barreira de óxido.

As qualidades de passivação do MoO _X (10 nm) / p -Heterojunções Si em função do tratamento térmico são caracterizadas em termos de vida útil efetiva do portador minoritário ( τ _eff ) O τ dependente do nível de injeção _eff s é mostrado no arquivo adicional 1:Figura S5, onde o τ _eff s em um nível de injeção de 1 × 10 ¹⁵ cm ⁻³ estão listados na Tabela 3. O MoO não recozido _X filme mostra a melhor capacidade de passivação. Temperatura de tratamento mais alta leva a τ mais baixa _eff , que é o resultado combinado da passivação química da interface SiO _X e a passivação do efeito de campo de MoO _X , como X maior em SiO _X significa menos ligações pendentes de silício e X maior em MoO _X significa maior intensidade de campo elétrico embutido.

O MoO _X os filmes são então adotados no p -Si / MoO _X (10 nm) / configuração Ag (Fig. 7a) para investigar a influência de MoO _X Propriedades eletrônicas de no desempenho do dispositivo. A densidade de corrente de luz versus voltagem ( J – V ) curvas são mostradas na Fig. 7b. A média J – V as características são mostradas na Fig. 7c – f. O menor V _OC s após o recozimento estão em linha com o τ inferior _eff . Todas as células, exceto aquelas com MoO _X recozido a 300 ° C, compartilhar J semelhante _SC (~ 38,8 mA / cm ² ), o que significa a menor diferença no índice óptico de MoO _X e variação na espessura da interface SiO _X têm pouca influência na absorção ótica efetiva de silício em massa na faixa de comprimento de onda longa. O melhor PCE de células solares com MoO não recozido _X filmes é 18,99%, o que é semelhante ao nosso relatório anterior [26]. Um PCE de 19,19% é alcançado quando um recozimento de 100 ° C é aplicado. O PCE a melhoria vem principalmente do fator de preenchimento elevado ( FF ) com resistência em série reduzida, o que é consistente com a baixa resistência de contato na Fig. 6b. Transporte ineficiente de orifícios leva à diminuição de FF , que é proeminente nos dispositivos com recozimento de 300 ° C. Temperaturas de recozimento mais altas levam a PCE queda de s que é originada de V reduzida _OC (passivação do efeito de campo degradado de MoO _X ) e FF (SiO mais espesso _X interlayer reduz a probabilidade de tunelamento da portadora). Como o MoO _X filmes finos são revestidos com eletrodos de Ag, a degradação do desempenho pode ser originada principalmente da difusão elementar induzida por alta temperatura no MoO _X / Interface Ag conforme demonstrado no relatório anterior [26]. A difusão de átomos de Ag em MoO _X irá diminuir MoO _X Função de trabalho, à medida que os níveis de Fermi se alinham em equilíbrio pela transferência de elétrons dos metais para MoO _X [19, 55, 56].

No geral, o desempenho do p -Si / MoO _X a célula solar de heterojunção é afetada pela qualidade de passivação, função de trabalho e propriedades de tunelamento banda a banda [34] do MoO seletivo de furo _X filme. O desempenho de passivação da estrutura atual ainda é ruim, levando a um V relativamente menor _OC . Portanto, a passivação de superfície eficiente será um foco de pesquisa para contatos seletivos de portadores não dopados.

Conclusões

Em resumo, MoO _X filmes com diferentes concentrações de vacância de oxigênio foram obtidos por pós-recozimento em diferentes temperaturas. A razão atômica O / Mo de MoO _X os filmes estão linearmente relacionados à sua função de trabalho. Comparado com o MoO intrínseco _X filme, aquele recozido a 100 ° C obteve menos vacância de oxigênio e maior função de trabalho. A simulação da banda de energia mostra que a curvatura da banda de p -Si no p -Si / MoO _X contato é basicamente o mesmo quando a função de trabalho de MoO _X varia de 6,20 eV a 6,44 eV. No entanto, uma função de trabalho maior produz curvatura de banda aumentada em MoO _X filme. Resultados experimentais indicam que a função de trabalho moderadamente melhorada de MoO _X recozido a 100 ° C é favorável para a seletividade do furo. A célula solar correspondente com traseira total otimizada p -Si / MoO _X O contato / Ag alcançou um PCE de 19,19%.

Disponibilidade de dados e materiais

Os conjuntos de dados usados e analisados durante o estudo atual estão disponíveis junto ao autor correspondente, mediante solicitação razoável.

Abreviações

c -Si:: Silício cristalino
p -Si:: p - Tipo de silicone cristalino
n -Si:: n -Tipo c -Si
PCE:: Eficiência de conversão de energia
AFM:: Microscópio de força atômica
XPS:: espectroscopia de fotoelétrons de raios-X
UPS:: Espectroscopia de fotoemissão ultravioleta
QSSPC:: Foto condutância em estado quase estacionário
RMS:: Raiz quadrada média
WF:: Função no trabalho
FF:: Fator de preenchimento

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