Выращивание нанокристаллов сульфидов металлов в поли (3-гексилтиофене):[6,6] -фенил-C61-масляной кислоты метиловых эфирах пленок для Инвертированные гибридные солнечные элементы с усиленным фототоком

Фон

Фотогальванические устройства на основе органических полупроводников дополняются различными полезными характеристиками, такими как легкий вес, низкая стоимость, простота крупномасштабного производства на основе растворов и совместимость с гибкими материалами [1, 2]. Кроме того, неорганические полупроводники идеальны для высокоэффективных солнечных элементов из-за их превосходной подвижности зарядов, химической стабильности, а также повышенного поглощения света (способности настраивать свою оптическую запрещенную зону в ближнюю инфракрасную область) [3, 4]. Таким образом, гибридные солнечные элементы (HSC), состоящие как из органических полупроводников, так и из неорганических полупроводников, привлекли большое внимание, в основном из-за обещания интеграции привлекательных качеств обоих классов материалов [5,6,7]. Типичный HSC основан на концепции объемного гетероперехода, в которой смесь органических материалов и активного слоя неорганических наночастиц находится между двумя электродами, собирающими заряд [5,6,7]. На сегодняшний день существует широкий спектр органических материалов, таких как сопряженные полимеры с малой шириной запрещенной зоны [7], а также многие неорганические материалы, включая металлические наноматериалы (Ag, Au) [8, 9], кремний [10, 11], оксиды металлов. наночастицы (ZnO, TiO ₂ ) [12,13,14], наночастицы диоксида кремния (SiO ₂ ) [15], соединения кадмия (CdS, CdSe, CdTe) [16,17,18], наночастицы с малой шириной запрещенной зоны (PbS, PbSe, Sb ₂ S ₃ , Cu ₂ S, SnS ₂ , CuInS ₂ , FeS ₂ ) [19,20,21,22,23,24,25] и т. Д. Были применены в качестве активного слоя в HSC.

Производительность HSC в решающей степени зависит от способности контролировать материалы и структуру интерфейса в нанометровом масштабе [26]. Обычный метод приготовления органического и неорганического композитного активного слоя заключается в прямом смешивании данного органического полимера с неорганическим нанокристаллом с блокированными лигандами в исходном состоянии с использованием сорастворителя [16,17,18,19,20,21,22,23, 24,25]. Хотя включение поверхностных лигандов в органический / неорганический композит может улучшить распределение нанокристаллов в сопряженном полимере, длинноцепочечные лиганды будут формировать изолирующую поверхность раздела между полимерной матрицей и нанокристаллами. В результате изолирующая поверхность раздела будет препятствовать передаче заряда между полимером и нанокристаллами, а сорастворитель будет отрицательно влиять на ориентацию полимерной цепи, а также на растворимость неорганических нанокристаллов, тем самым влияя на эффективность преобразования энергии (PCE) устройств [ 5, 27]. Эти недостатки можно в значительной степени обойти с помощью нескольких альтернативных стратегий, включая обмен лиганда [27, 28], использование тиолов, поли- и олиготиофенов и поверхностно-активных сополимеров, функционализированных аминогруппами [29,30,31], использование термически расщепляемых лигандов [ 32] и синтез нанокристаллов в растворе проводящего полимера [33]. Другой альтернативной стратегией является создание неорганического полупроводника in situ внутри органического материала без поверхностно-активных веществ или лигандов [26, 34, 35]. В процессе осаждается полимерный раствор, содержащий хорошо растворимый металлорганический предшественник неорганических наночастиц. Поскольку металлоорганический предшественник легко растворяется в органических средах, его можно отлить в тонкую пленку вместе с полимером из раствора. При термическом разложении пленки металлоорганический предшественник превращается в неорганический материал с полимерным слоем, обеспечивая тщательное перемешивание и, вместе с тем, эффективный фотоиндуцированный перенос заряда. Таким образом, гибридные активные слои могут быть сформированы при отсутствии поверхностных лигандов и сорастворителей. Группа Хака сообщила об общем методе, основанном на контролируемом термическом разложении in situ предшественника ксантогената металла из одного источника внутри полимерной пленки [26, 36, 37, 38, 39, 40]. Фотоэлектрические устройства на основе таких гибридных слоев с конфигурацией подложка из легированного оловом оксида индия (ITO) / TiO ₂ / Интерфейсный слой CdS / P3HT:CdS / поли (3,4-этилендиокситиофен), активированный полистиролсульфоновой кислотой (PEDOT:PSS) / Ag и ITO / TiO ₂ / Интерфейсный слой CdS / P3HT:Sb ₂ S ₃ / PEDOT:PSS / Ag показали содержание PCE 2,17 и 1,29% соответственно [36, 38].

В этой статье мы обсудим использование синергетических эффектов между P3HT:PC ₆₁ Солнечные элементы на основе БМ и нанокристаллы сульфидов металлов (CdS и Sb ₂ S ₃ ) в качестве легированного материала для обеспечения превосходной подвижности заряда и увеличения поглощения света мы сообщаем о HSC с конфигурацией интерфейсного слоя ITO / CdS / P3HT:PC ₆₁ BM:x мас.% CdS / MoO ₃ / Ag и ITO / слой интерфейса CdS / P3HT:PC ₆₁ BM:x вес.% Sb ₂ S ₃ / МоО ₃ / Ag. Здесь ITO и Ag были сделаны в качестве катода и верхнего анода, в то время как интерфейсный слой CdS и MoO ₃ были использованы для слоев, транспортирующих электроны и дырки, соответственно. CdS или Sb ₂ S ₃ нанокристаллы были созданы in situ внутри P3HT:PC ₆₁ Система BM путем случайного смешивания P3HT и PC ₆₁ BM в присутствии или отсутствии предшественника ксантогената кадмия или сурьмы. Гибридные активные слои (P3HT:PC ₆₁ BM:x вес.% CdS или P3HT:PC ₆₁ BM:x вес.% Sb ₂ S ₃ ) были полностью сформированы путем термического отжига пленки, что привело к разложению предшественника ксантогената кадмия или сурьмы до CdS или Sb ₂ S ₃ нанокристаллы соответственно. Влияние x мас.% CdS (или Sb ₂ S ₃ ) нанокристаллов на производительность P3HT:PC ₆₁ Были изучены ГСК на основе КМ. И самые высокие PCE 2,91 и 2,92% были получены для HSC с 3 мас.% Нанокристаллов CdS и 3 мас.% Sb ₂ S ₃ нанокристаллы соответственно. Поглощение в УФ-видимой области, подвижность дырок и морфологические характеристики поверхности активных слоев были выполнены для того, чтобы понять возможные причины улучшения характеристик устройства.

Методы / экспериментальные

Изготовление и характеристика HSC

Органические / неорганические HSC с конфигурацией устройства на уровне интерфейса ITO / CdS / P3HT:PC ₆₁ BM:x вес.% CdS или Sb ₂ S ₃ / МоО ₃ / Ag были изготовлены следующим образом:во-первых, предшественник ксантогената кадмия (Di (этилксантато- κ ² S , S ′) Бис (пиридин-κ N ) кадмий (II), Cd (S ₂ COEt) ₂ (C ₅ H ₄ N) ₂ , Et =этил) и предшественник ксантогената сурьмы (Tri (этилксантато- κ ² S , S ′) Сурьма (III), Sb (S ₂ COEt) ₃ ) были приготовлены соответственно по ранее опубликованной методике [26, 38, 39]. Во-вторых, узорчатое стекло с покрытием ITO с сопротивлением листа 10 ~ 15 Ом на квадрат ^-1 очищали в деионизированной воде, ацетоне и изопропаноле по очереди. После этого интерфейсный слой CdS (10 нм) был нанесен в качестве слоя переноса электронов, следуя ранее опубликованной работе [41], из раствора 100 мг / мл хлорбензола Cd (S ₂ COEt) ₂ (C ₅ H ₄ N) ₂ нанесением покрытия центрифугированием при 6000 об / мин в течение 40 с с последующим отжигом при 160 ° C в течение 15 минут в перчаточном боксе с азотом. Активный слой наносился поверх интерфейсного слоя CdS. Безупречный P3HT:PC ₆₁ БМ при массовом соотношении 1:1, раствор в хлорбензоле с концентрацией 17 мг / мл ^-1 P3HT был приготовлен. Для образования гибридного раствора предшественник ксантогената кадмия (Cd (S ₂ COEt) ₂ (C ₅ H ₄ N) ₂ ) или предшественник ксантогената сурьмы (Sb (S ₂ COEt) ₃ ) были добавлены к исходному раствору (х вес.% CdS или Sb ₂ S ₃ относительно веса P3HT). Активный слой отливался центрифугированием из этих смесевых растворов при 600 об / мин в течение 40 с с последующим отжигом на горячей плите при 160 ° C в течение 30 минут в перчаточном боксе. В контрольном эксперименте P3HT:PC ₆₁ Слой только BM (при массовом соотношении 1:1 раствор в хлорбензоле с концентрацией 17 мг / мл ^-1 из P3HT) без Cd (S ₂ COEt) ₂ (C ₅ H ₄ N) ₂ или Sb (S ₂ COEt) ₃ была также нанесена методом центрифугирования и отожжена в тех же экспериментальных условиях. Затем образцы переносили в камеру высокого вакуума (под вакуумом 3 × 10 ⁻⁵ Па) для завершения HSC, где MoO ₃ толщиной 8 нм собирающий слой дырок и анод из серебра толщиной 100 нм термически испарялись через теневые маски. Толщина испаренного катода контролировалась прибором для измерения толщины / соотношения кристаллов кварца (SI-TM206, Shenyang Science Co.). Кроме того, каждое устройство имело активную площадь 0,10 см ² . . Все производственные процессы проводились в контролируемой атмосфере в сушильном боксе для азота (Etelux Co.), содержащем менее 1 ppm кислорода и влаги.

Характеристики тонкой пленки и устройств

Данные рентгеновской дифракции (XRD) были измерены на рентгеновском дифрактометре PAN alytical X’Pert Pro, снабженном монохроматизированным графитом Cu Kα-излучением (λ =1,541874 Å). Ускоряющее напряжение было установлено на 40 кВ с потоком 40 мА в диапазоне 2θ от 10 до 70 °. Термогравиметрический анализ (ТГА) комплекса предшественника ксантогената металла проводился на системе термического анализа (пирис-алмаз 6300, PerkinElmer) при нагревании. скорость 10 ° C мин ⁻¹ и расход азота 20 мл мин ^-1 . Измерения поглощения образцов в УФ-видимом диапазоне регистрировали при комнатной температуре на спектрофотометре U-3900H (Shanghai Tianmei). PCE полученных HSC были измерены при 1 солнце, AM 1,5G (общая воздушная масса 1,5) с использованием солнечного симулятора (XES-70S1, San-EI Electric Co.) (100 мВт см ^-2 ). Вольт-амперные характеристики тока (Дж – В) регистрировали с помощью измерительного блока источника Keithley 2410 в сушильном боксе с азотом (Etelux Co.). Спектральные характеристики устройств были измерены с помощью коммерческой установки EQE / эффективность преобразования падающего фотона в ток (IPCE) (7-SCSpecIII, Beijing 7-star Optical Instruments Co., Ltd.). Для определения абсолютной светочувствительности использовался калиброванный кремниевый детектор. Изображения с помощью атомно-силовой микроскопии (АСМ) в режиме постукивания были получены с использованием системы MFP-3D-SA (Asylum Research).

Результаты и обсуждение

Термическая стабильность Cd (S ₂ COEt) ₂ (C ₅ H ₄ N) ₂ и Sb (S ₂ COEt) ₃ сначала были исследованы с помощью ТГА, как показано на рис. 1. Cd (S ₂ COEt) ₂ (C ₅ H ₄ N) ₂ начинается разложение примерно при 50 ° C и завершается к 150 ° C, конечная остаточная масса (около 25,0%) близка к массе CdS (28,1%), что также было доказано в предыдущей работе [41]. Sb (S ₂ COEt) ₃ начинает разложение примерно при 120 ° C и завершается при 160 ° C, а оставшаяся масса (35,8%) соответствует Sb ₂ S ₃ (35,0%), что согласуется с более ранней работой [42].

График ТГА Cd (S ₂ COEt) ₂ (C ₅ H ₄ N) ₂ и Sb (S ₂ COEt) ₃

Тонкие пленки наносили центрифугированием из хлорбензольного раствора Cd (S ₂ COEt) ₂ (C ₅ H ₄ N) ₂ или Sb (S ₂ COEt) ₃ сначала отжигали при 160 ° C в течение 30 мин. В результате были получены тонкие пленки желтого или оранжевого цвета соответственно. Чтобы охарактеризовать структурные свойства тонких пленок, были выполнены рентгеноструктурные исследования отожженных пленок. Рентгенограммы продукта показаны на рис. 2. Согласно эталонным картинам для гексагонального CdS (PDF 41–1049) и кубического CdS (PDF 01–080–0019) очевидно, что дифракционные пики на рис. 2a могут быть отнесены к смеси гексагональной и кубической кристаллической структур, которые были показаны над пиками (h и c указывают на гексагональную и кубическую фазы, соответственно), как описано в предыдущей статье [37]. Пики дифракции на рис. 2b могут быть полностью привязаны к орторомбической фазе Sb ₂ S ₃ (константы ячейки a =11,23 Å, b =11,31 Å, c =3,841 Å; Карточный файл JCPDS 42–1393) [43, 44], что хорошо согласуется с результатами ТГ на рис. 1.

Картины XRD тонких пленок, полученных термическим разложением a (Cd (S ₂ COEt) ₂ (C ₅ H ₄ N) ₂ ) и b Sb (S ₂ COEt) ₃ соответственно

Морфология поверхности CdS и Sb ₂ S ₃ также использовались тонкие пленки. Дополнительный файл 1:на рисунке S1 представлена ​​эволюция морфологии ITO до (дополнительный файл 1:рисунок S1a) и после термического разложения (160 ° C, 15 мин) раствора Cd в хлорбензоле (S ₂ COEt) ₂ (C ₅ H ₄ N) ₂ (Дополнительный файл 1:Рисунок S1b) и Sb (S ₂ COEt) ₃ (Дополнительный файл 1:Рисунок S1c). Как описано в нашей предыдущей работе [41], можно видеть, что поверхность чистого ITO показывает плотно упакованное скопление мелких кристаллов с размером зерна около 10 нм. После термического разложения хлорбензольного раствора предшественника ксантогената кадмия или сурьмы становится очевидным, что нанокристаллическая пленка CdS (около 60 ~ 100 нм) или Sb ₂ S ₃ Нанокристаллическая пленка (кластеры размером 100 ~ 200 нм) формируется на подложке ITO.

Чтобы изучить действие CdS (или Sb ₂ S ₃ ) нанокристаллов на производительность P3HT:PC ₆₁ HSC на базе BM, устройства были изготовлены с использованием структуры ITO / CdS interface layer / P3HT:PC ₆₁ BM:x вес.% CdS (или Sb ₂ S ₃ ) / МоВ ₃ / Ag, как показано на рис. 3а. CdS или Sb ₂ S ₃ нанокристаллы были созданы in situ внутри P3HT:PC ₆₁ Система BM путем случайного смешивания P3HT и PC ₆₁ BM в присутствии или отсутствии предшественника ксантогената кадмия или сурьмы. Гибридные активные слои (P3HT:PC ₆₁ BM:x вес.% CdS или P3HT:PC ₆₁ BM:x вес.% Sb ₂ S ₃ ) были полностью сформированы путем термического отжига пленки, в результате чего предшественник ксантогената кадмия или сурьмы разлагался на CdS или Sb ₂ S ₃ нанокристаллы соответственно (СЭМ-изображения P3HT:PC ₆₁ BM, P3HT:ПК ₆₁ BM:3 мас.% CdS и P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ пленки на подложках ITO показаны в Дополнительном файле 1:Рисунок S2). В нашем эксперименте были выбраны температура отжига 160 ° C и время отжига в течение 30 минут, чтобы предшественник ксантогената кадмия или сурьмы полностью разложился (см. ТГА-графики Cd (S ₂ COEt) ₂ (C ₅ H ₄ N) ₂ и Sb (S ₂ COEt) ₃ на рис. 1).

а Принципиальная схема ГСК. б J – V кривые HSC на основе P3HT:PC ₆₁ BM:CdS с разной массой нанокристаллов CdS. c J – V кривые HSC на основе P3HT:PC ₆₁ БМ:Сб ₂ S ₃ с различным вес.% Sb ₂ S ₃ нанокристаллы. г Диаграмма энергетических зон материалов, используемых в активном слое HSC

J – V характеристики ГСК с разной мас.% CdS (или Sb ₂ S ₃ ) нанокристаллы, включенные в органические слои, показаны на рис. 3b (или рис. 3c), а фотоэлектрические параметры, включая ток короткого замыкания ( Дж _sc ), напряжение холостого хода ( В _oc ), коэффициент заполнения (FF), последовательное сопротивление ( R _S ) и PCE перечислены в таблице 1. Все приведенные данные являются средними значениями, рассчитанными для более чем 20 устройств. Устройство без CdS (или Sb ₂ S ₃ ) нанокристаллы (интерфейсный слой ITO / CdS / P3HT:PC ₆₁ BM:/ MoO ₃ / Ag) показал J _sc 7,77 мА · см ⁻² , a V _oc 0,58 В, FF 0,52 и PCE 2,34%. С добавлением CdS или Sb ₂ S ₃ нанокристаллов, было замечено, что V _oc , который ограничен разницей в энергии между высшим уровнем занятой молекулярной орбитали (ВЗМО) полимерного донора и нижним незанятым уровнем молекулярной орбитали (НСМО) акцептора в полимерных солнечных элементах [45, 46], остается около 0,58–0,59 В в все HSC. Это можно понять из того, что ПК ₆₁ БМ действует как акцептор, а CdS или Sb ₂ S ₃ может действовать как электронный каскад (диаграмма энергетических зон материалов, используемых в активном слое в HSC, показана на рис. 3d), как упоминалось в предыдущей работе [47]. Для HSC с добавлением CdS J _sc сначала увеличивается с 7,77 до 8,72 мА см ⁻² при увеличении CdS от 0 до 3 мас.%, а затем снижается до 8,23 мА · см ⁻² когда масса CdS дополнительно увеличивается с 3 до 7 мас.%. Одновременно R _S очевидно уменьшается с 22,15 Ом · см ² (0 мас.% CdS) до 16,70 Ом · см ² (3 мас.% CdS), способствуя значительному увеличению FF с 0,52 до 0,56. В результате HSC с 3 мас.% Нанокристаллов CdS дает наилучшие характеристики устройства, обеспечивая PCE 2,91%. Здесь стоит упомянуть, что это значение намного выше, чем лучший PCE 0,95%, который группа Чанда получила в HSC (ITO / PEDOT:PSS / P3HT:PC ₆₁ BM:CdS / Al) с использованием нанокристаллов CdS, полученных методом растворной химии, в качестве одного из компонентов активного слоя [48]. Правила изменения J _sc и FF в HSC с добавлением Sb ₂ S ₃ были аналогичны таковым в HSC с добавлением CdS, за исключением более очевидного увеличения J _sc (от 7,77 до 9,15 мА см ⁻² ) с увеличением Sb ₂ S ₃ от 0 до 3 мас.%. По совпадению, устройство с 3 мас.% Sb ₂ S ₃ нанокристаллы также обеспечивают самый высокий PCE 2,92% с J _sc 9,15 мА · см ⁻² , V _oc 0,58 В, FF 0,54.

Еще один полезный параметр для определения PCE HSC - IPCE, который достигает 100%, когда все падающие фотоны генерируют пары электронных дырок. Однако в практических ситуациях из-за потерь, вызванных отражением падающих фотонов, несовершенным поглощением фотонов полупроводником и рекомбинацией носителей заряда внутри полупроводника, IPCE обычно составляет менее 100% [8]. Спектры IPCE для фотоэлектрических устройств на базе P3HT:PC ₆₁ BM, P3HT:ПК ₆₁ BM:3 мас.% CdS и P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ показаны на рис. 4а для сравнения. Хотя все спектры IPCE похожи по форме, значение IPCE для HSC, содержащих P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% CdS (или P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ ) выше, чем у P3HT:PC ₆₁ BM на всех длинах волн (300–650 нм). Например, фотоэлектрический прибор P3HT:PC ₆₁ Было обнаружено, что BM имеет максимум IPCE около 55% при 540 нм, а IPCE HSC с P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% CdS и P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ составляют 60 и 65% на одной длине волны соответственно.

а Кривые IPCE HSC на основе P3HT:PC ₆₁ BM, P3HT:ПК ₆₁ BM:3 мас.% CdS и P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ . б Спектры поглощения UV – Vis пленок P3HT:PC ₆₁ BM, P3HT:ПК ₆₁ BM:3 мас.% CdS и P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃

Чтобы понять возможные причины улучшения производительности устройства за счет добавления CdS или Sb ₂ S ₃ нанокристаллы, исследования поглощения в УФ-видимом диапазоне сначала проводились на пленках P3HT:PC ₆₁ BM, P3HT:ПК ₆₁ BM:3 мас.% CdS и P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ с такой же толщиной. Спектры поглощения в УФ-видимой области на рис. 4b показывают, что поглощение пленок добавлением CdS или Sb ₂ S ₃ нанокристаллы в P3HT:PC ₆₁ BM были почти идентичны P3HT:PC ₆₁ BM, при абсорбции P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% CdS был немного выше, чем у P3HT:PC ₆₁ BM. Кроме того, поглощение P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ был явно выше, чем у P3HT:PC ₆₁ BM. То есть заделка 3 мас.% CdS или Sb ₂ S ₃ в P3HT:ПК ₆₁ Матрица BM значительно улучшила оптическое поглощение по сравнению с P3HT:PC ₆₁ BM, поэтому улучшая J _SC устройств.

После этого дыра в мобильности устройств на базе P3HT:PC ₆₁ BM, P3HT:ПК ₆₁ BM:3 мас.% CdS и P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ были определены с помощью модели ограниченного тока пространственным зарядом (SCLC) [49]. На рисунке 5 показано J ^1/2 . –V-кривые устройств с отверстиями (ITO / PEDOT:PSS / P3HT:PC ₆₁ BM (или P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% CdS или P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ ) / МоВ ₃ / Ag). Кажущаяся подвижность дырок, рассчитанная по модели SCLC, оказалась равной 4,09 × 10 ⁻⁵ . см ² V ^-1 s ⁻¹ , 1,53 × 10 ⁻⁴ см ² V ^-1 s ⁻¹ , и 1,69 × 10 ⁻⁴ см ² V ^-1 s ⁻¹ для устройств с P3HT:ПК ₆₁ BM, P3HT:ПК ₆₁ BM:3 мас.% CdS и P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ в качестве активного слоя соответственно. Очевидно, подвижность дырок увеличивается, когда 3 мас.% CdS или Sb ₂ S ₃ встроено в P3HT:ПК ₆₁ Матрица BM. Исследования показали, что в P3HT:PC ₆₁ BM, подвижность электронов выше подвижности дырок, и подобный дисбаланс носителей отрицательно сказывается на фотоэлектрических характеристиках [9, 50]. Увеличение дырочной мобильности устройства на базе P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% CdS или P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ обеспечивает более сбалансированный перенос заряда в активном слое, тем самым улучшая J _SC и FF, кроме того, улучшение PCE устройства, как упоминалось в предыдущей работе [9].

J ^1/2 –V-кривые устройств с отверстиями для устройств с P3HT:PC ₆₁ BM, P3HT:ПК ₆₁ BM:3 мас.% CdS и P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ как активный слой, соответственно

Микроморфологии активных слоев были дополнительно исследованы с помощью АСМ в режиме постукивания, чтобы выявить эффекты добавления CdS или Sb ₂ S ₃ . Изображения в высоту безупречного P3HT:PC ₆₁ Пленка BM и две тройные пленки с 3 мас.% CdS и 3 мас.% Sb ₂ S ₃ показаны на рис. 6. Морфология поверхности P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% CdS и P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ слой показывает очевидное увеличение шероховатости поверхности со среднеквадратичным увеличением шероховатости с 2,82 до 8,89 нм и 7,13 нм соответственно. Более высокая шероховатость наблюдается у P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% CdS и P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ пленка могла быть следствием присутствия CdS и Sb ₂ S ₃ нанокристаллы в P3HT:PC ₆₁ Активный слой БМ. CdS или Sb ₂ S ₃ Считается, что нанокристаллы служат средой для усиления взаимопроникновения молекул P3HT и ПК ₆₁ BM в композитной пленке, что приводит к превосходной диссоциации экситонов. В результате этой превосходной диссоциации экситонов J _SC HSC на основе P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% CdS и P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ были увеличены [51]. С другой стороны, включение CdS или Sb ₂ S ₃ нанокристаллы в P3HT:PC ₆₁ BM увеличивает шероховатость поверхности пленки, тем самым увеличивая площадь межфазного контакта между активным слоем (P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% CdS или P3HT:PC ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ ) и слой переноса дырок (MoO ₃ ). Таким образом, появился более эффективный сбор отверстий на аноде, что могло бы привести к улучшенному J _SC и FF устройств [52].

Изображения a с высотой AFM P3HT:ПК ₆₁ BM, b P3HT:ПК ₆₁ BM:3 мас.% CdS и c P3HT:ПК ₆₁ BM:3 мас.% Sb ₂ S ₃ пленки на подложках ITO

Выводы

В заключение, в качестве легированного материала для обеспечения превосходной подвижности заряда и увеличения поглощения света CdS или Sb ₂ S ₃ нанокристаллы были созданы in situ внутри P3HT:PC ₆₁ Система BM путем случайного смешивания P3HT и PC ₆₁ BM в присутствии предшественника ксантогената кадмия или сурьмы. Термическая стабильность предшественника ксантогената кадмия или сурьмы и структура CdS или Sb ₂ S ₃ фильмы были охарактеризованы. HSC с конфигурацией уровня интерфейса ITO / CdS / P3HT:PC ₆₁ BM:x мас.% CdS / MoO ₃ / Ag и ITO / слой интерфейса CdS / P3HT:PC ₆₁ BM:x вес.% Sb ₂ S ₃ / МоО ₃ / Ag были изготовлены. Влияние x мас.% CdS (или Sb ₂ S ₃ ) нанокристаллов на производительность P3HT:PC ₆₁ Были изучены ГСК на основе КМ. Было доказано, что включение CdS (или Sb ₂ S ₃ ) нанокристаллы в активном слое P3HT:PC ₆₁ Солнечные элементы на основе BM помогают улучшить PCE. И самые высокие PCE 2,91 и 2,92% были получены для HSC с 3 мас.% Нанокристаллов CdS и 3 мас.% Sb ₂ S ₃ нанокристаллы соответственно. На основе поглощения в УФ-видимом диапазоне, подвижности дырок и морфологических характеристик поверхности наши исследования показали, что 3 мас.% CdS или Sb ₂ S ₃ встроено в P3HT:ПК ₆₁ Матрица BM улучшила оптическое поглощение, подвижность отверстий и шероховатость поверхности по сравнению с P3HT:PC ₆₁ BM, что привело к улучшенным PCE устройств. Метод создания неорганических полупроводниковых нанокристаллов in situ внутри органических материалов может быть применен для создания высокоэффективных HSC.