Улучшение p-Si солнечных элементов с пост-отжиженными тонкими пленками MoOₓ: Оптимизация оптических и электронных свойств

Аннотация

Благодаря своей большой работе выхода, MoO_x широко используется для дырочно-селективного контакта как в тонкопленочных, так и в кристаллических кремниевых солнечных элементах. В этой работе термически испаренные пленки MoO_x применяют на задних сторонах p-типа кристаллического кремния (p-Si) солнечных элементов, где исследуются оптические и электронные свойства пленок MoO_x а также соответствующие характеристики устройств в зависимости от пост-отжига. Пленка MoO_x, отожженная при 100 °C, показывает наивысшую работу выхода и доказывает лучшую дырочную селективность на основе результатов энергетической полосной симуляции и измерений контактного сопротивления. Полностью заднеконтактные p-Si/MoO_x/Ag солнечные элементы демонстрируют лучшую производительность с КПД 19,19%, что является результатом комбинированного влияния дырочной селективности и пассивирующей способности MoO_x.

Введение

Переходные металлические оксиды обладают широким диапазоном работы выхода, от 3,5 эВ для дефектного ZrO₂ до 7,0 эВ для стехиометрического V₂O₅ [1–6]. Среди них MoO_x — один из наиболее изученных материалов для применения в оптоэлектронных приборах [7–9] благодаря своей высокой прозрачности, нетоксичности и умеренной температуре испарения [10, 11]. О сообщается, что MoO_x имеет большую работу выхода ~6,7 эВ и широко используется как дырочные экстракционные слои в фотовольтаических приборах [12], светящихся приборах [13], сенсорах [14, 15] и памяти [16]. Для фотоэлектрических приборов, включающих дырочные экстракционные слои MoO_x, производительность прибора сильно зависит как от оптических, так и от электронных свойств тонких пленок MoO_x. В фотовольтаике тонкие пленки MoO_x изначально применяли в органических приборах [17–19]. В последние годы много исследований проведено по применению пленок MoO_x в кристаллических кремниевых (c-Si) солнечных элементах [9, 20–22]. Ионизационная энергия c-Si составляет около 5,17 эВ, что является нижним пределом для работы выхода материалов дырочно-селективного контакта [23]. Высокая работа выхода MoO_x индуцирует большое изгибание зон на границе c-Si/MoO_x и приводит к накоплению дыр в p-типе кремния (p-Si) или истощению электронов в n-типе кремния (n-Si), таким образом способствуя транспорту дыр [24]. Заменой p-типа аморфного кремниевого слоя на пленку MoO_x в классическом кремниевом гетероструктурном солнечном элементе достигли КПД 23,5% [25]. По сравнению с MoO_x контактами, сделанными на n-типе подложках, те, что сделаны на p-типе подложках (без аморфного Si слоя), показывают лучшую производительность в терминах поверхностной пассивации и контактного сопротивления [24]. Выполнимость пленок MoO_x как дырочно-селективных контактов на p-Si солнечных элементах была продемонстрирована в нашей предыдущей работе [26], и КПД 20,0% был достигнут на основе p-Si/SiO_x/MoO_x/V₂O_x/ITO/Ag заднего контакта [27].

MoO_x (X ≤ 3) имеет большую работу выхода из-за закрытой оболочечной характеристики в его объемной электронной структуре и диполей, создаваемых его внутренней слоистой структурой [28]. Наличие дефектов кислородных вакансий снижает работу выхода MoO_x [4] и приводит к n-типу материала [29]. Численные симуляции указали, что более высокая работа выхода MoO_x индуцирует благоприятную высоту Шотткиевского барьера, а также инверсию на границе MoO_x/интринзик a-Si:H/n-типе c-Si (n-Si), стимулируя путь наименьшего сопротивления для дыр [30]. Следовательно, настройка электронной структуры и работы выхода MoO_x имеет большое значение для пассивирующих контактов c-Si солнечных элементов.

Пленки MoO_x могут осаждаться атомно-слойным осаждением [30–34], реактивным спуттерингом [12], лазерным осаждением [35], термическим испарением [24, 36] и спин-коутингом [37]. В большинстве солнечных элементов на базе Si/MoO_x контакта пленки MoO_x готовят термическим испарением при комнатной температуре [8]. Поскольку контролируемость свойств пленок MoO_x термическим испарением ограничена, изучали различные методы пост-обработки для настройки работы выхода термически испаренных MoO_x. UV-озонное воздействие могло увеличить работу выхода испаренных пленок MoO_x на золотых подложках с 5,7 эВ до 6,6 эВ [8]. Irfan et al. провели воздушный отжиг пленок MoO_x на золотых подложках при 300 °C в течение 20 ч и обнаружили, что длительный отжиг не помогает в снижении кислородных вакансий из-за диффузии золота от подложки к пленке MoO_x [38]. Работа выхода пленок MoO_x на p-типе c-Si (p-Si) снижалась после in situ вакуумного отжига в диапазоне температур 300–900 К [39].

В этой работе p-Si солнечные элементы с пассивирующими контактами MoO_x на задних сторонах конфигурируются. Оптические и электронные свойства, а также влияние пост-отожженных пленок MoO_x на p-Si/MoO_x солнечные элементы систематически исследуются через эксперименты и энергетические полосные симуляции. Найдена линейная взаимосвязь между работой выхода и атомным отношением O/Mo. Интересно, что по сравнению с интринзик образцом, образец, отожженный при 100 °C, с более высокой работой выхода демонстрирует более низкое контактное сопротивление несмотря на свой более толстый SiO_x промежуточный слой. Согласно энергетической полосной симуляции, вариация работы выхода MoO_x мало влияет на изгибание зон p-Si, в то время как изгибание зон MoO_x значительно увеличивается по мере увеличения его работы выхода. Поэтому предполагается, что более высокие работы выхода жизненно важны для эффективного транспорта дыр из p-Si в MoO_x, где интерфейсный SiO_x слой находится в умеренном диапазоне толщины. Наши результаты предоставляют ценные детали интерфейсных характеристик p-Si/MoO_x в виду высокопроизводительных гетероструктурных солнечных элементов с оксидными носительно-селективными контактами.

Методы

Осаждение пленки, процесс пост-отжига и фабрикация солнечных элементов

Солнечные элементы фабрикуют на p-типе <100> CZ подложках с удельным сопротивлением ~2 Ω·см и толщиной подложки 170 мкм. Кремниевые подложки предварительно очищают смешанным раствором NaOH и H₂O₂, затем текстурируют раствором NaOH. Подложки затем промывают деионизированной водой (DI вода) после 1-минутного погружения в разбавленную фтористоводородную кислоту (HF). Сильно легированная n⁺ передняя поверхность (N_D ≈ 4 × 10²¹ см⁻³) достигается диффузией фосфора из источника POCl₃ в кварцевой печи. Двухслойное пассивирующее и антирефлексионное покрытие SiN_x:H затем осаждается плазменно-усиленным химическим осаждением из паровой фазы (PECVD). Серебряная паста экранной печатью наносится на солнечные элементы с селективным эмиттером [40]. Затем проводится огнепроходной процесс при 850 °C в течение ~1 мин, после чего образуются омические контакты с низким сопротивлением [41]. Задняя поверхность каждого образца промывается разбавленным HF перед осаждением MoO_x. Пленки MoO_x термически испаряют на задней стороне со скоростью осаждения ~0,2 Å/с под 8 × 10^–4 Па [26]. Пост-отжиг комнатнотемпературно осажденных пленок MoO_x проводят в быстром термическом процессоре в воздухе. Установленная температура достигалась за 10 с и удерживалась 5 мин. Пленки MoO_x с разными температурами отжига применяют к p-Si солнечным элементам с полным задним MoO_x/Ag контактом.

Измерения

Спектры пропускания пленок MoO_x, осажденных на 1,2-мм толстых кремнезема стеклах, измеряют с помощью УФ-Видимого спектрометра с интегрирующей сферой. Поверхностная морфология и шероховатость пленок измеряют атомно-силовой микроскопией (AFM). Оптические свойства пленок MoO_x анализируют с помощью спектроскопического эллипсометра (J.A. Woollam Co., Inc., M2000U эллипсометр), и измеренные результаты подгоняют с использованием нативного оксидного модели. Высокоразрешающая рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия (XPS) Mo 3d и Si 2p измеряют с использованием монохроматического Al Kα рентгеновского излучения с энергией фотона 1486,7 эВ. УФ-фотоэмиссионная спектроскопия (UPS) записывают с использованием нефильтрованного He I 21,22 эВ возбуждения с образцом, смещенным на −10 эВ. Перед XPS и UPS детекцией поверхности образцов предварительно очищали аргонными ионами.

Контактное сопротивление на границе p-Si/MoO_x извлекают методом Кокса и Стрека [42], включающим серию измерений сопротивления на зонде станции с разным диаметром передних Ag контактов. Пассивирующие качества пленок MoO_x с разной толщиной определяют из измерений эффективного времени жизни через квази-стационарный фото-проводностный метод (QSSPC). Образцы для QSSPC теста асимметричны, так как передние стороны текстурированы, n⁺ легированы и пассивированы двухслойными SiN_x:H пленками [43], в то время как задние стороны покрыты пленками MoO_x [26]. Вольт-амперные характеристики солнечных элементов (3,12 × 3,12 см²) измеряют под стандартными однозвездными условиями (100 мВт·см⁻², AM1.5G спектр, 25 °C), так как светоинтенсивность калибруется с сертифицированной референсной ячейкой Fraunhofer CalLab.

Симуляции

Численная симуляция полосной структуры p-Si/MoO_x контактов проводится с AFORS-HET, основанной на решении одномерного уравнения Пуассона и двух уравнений непрерывности носителей [44]. Ключевые параметры перечислены в Таблице 1. Границы переднего и заднего контакта устанавливают как фиксацию работы выхода металла к плоской зоне. Граница между p-Si и MoO_x устанавливается как «термионная эмиссия» (одна из численных моделей). Туннельные свойства тонкой SiO₂ пленки обычно устанавливают изменением интерфейсных параметров под моделью «термионной эмиссии» только для металл/полупроводник Шотткиевского контакта. Поэтому фактически существующий туннельный SiO_x на границе Si/MoO_x опускается. Для p-Si электронейтральные дефекты в центральной энергии с общей ловушкой плотностью устанавливают как 1 × 10¹⁴ см⁻³. Для MoO_x донорного типа дефекты хвоста проводимости с общей концентрацией устанавливают как 1 × 10¹⁴ см⁻³.

Результаты и обсуждение

Рис. 1a представляет фотографии 10-нм толстых пленок MoO_x на кремнеземном стекле, отожженных в воздухе 5 мин при разных температурах (100 °C, 200 °C и 300 °C). Все образцы визуально безцветные и прозрачные. Из соответствующих спектров пропускания на рис. 1b видно, что спектр пропускания пленки MoO_x, отожженной при 100 °C, почти совпадает с необлученным фильмом. Более высокие температуры отжига приводят к более низкому пропусканию в диапазоне 600–1100 нм, что может быть приписано свободно-носительному поглощению, индуцированному кислородными вакансиями [46]. Более толстые пленки MoO_x (20 нм) осаждают на полированных Si подложках для более точного измерения показателя преломления n и коэффициента затухания k. Показатель преломления на рис. 1c лежит в диапазоне 1,8–2,5, что согласуется с другими исследованиями [31, 32]. Кривые n так же как кривые k (рис. 1d) имеют небольшую разницу среди четырех образцов. n при 633 нм 20-нм толстых пленок слегка снижается, что резюмировано в Таблице 2.

Поверхностные морфологии затем характеризуют AFM, как показано в Дополнительном файле 1: Рис. S1. Соответствующие квадратичные средние (RMS) шероховатости перечислены в Таблице 2. Асинтезированная 10-нм толстая тонкая пленка MoO_x (Дополнительный файл 1: Рис. S1a) имеет RMS шероховатость 4,116 нм, что согласуется с волнообразной поверхностной морфологией. По мере повышения температуры отжига (Дополнительный файл 1: Рис. S1b–d), поверхностная волнистость пленки MoO_x становится больше, в то время как особенные структуры становятся меньше и намного плотнее, вероятно, из-за процесса высыхания [47]. После отжига при 300 °C RMS шероховатость достигает 12,913 нм. 20-нм толстые пленки менее шершавы с RMS около 1 нм (Таблица 2). Процесс высыхания также подавляется, как показывают измерения RMS в зависимости от отжига. Вышеуказанная эволюция морфологии не полностью отражает изменения в оксидной пленке на уровне прибора, где пленки MoO_x осаждаются на Si и закрыты Ag электродами, но эволюция морфологии может дать нам внутренние свойства MoO_x на поверхности SiO₂.

MoO_x имеет естественную склонность формировать дефекты кислородных вакансий [48], которые могут влиять на молекулярную структуру. Для идентификации таких вакансио-связанных вариаций молекулярной структуры проводят измерения Рамановской спектроскопии на MoO_x(20 нм)/Si(<100>). Характерных пиков MoO_x в Рамановских спектрах под зеленым светом (532 нм) возбуждением нет (Дополнительный файл 1: Рис. S2), что независимо от термической обработки. Когда возбуждение меняют на ультрафиолетовый свет 325 нм, появляются характерные полосы MoO_x, которые обычно локализуются в 600–1000 см⁻¹ (рис. 2). Острый пик 515 см⁻¹ во всех образцах соответствует Si–Si связи. Для интринзик и 100 °C-отожженных пленок MoO_x, Рамановские полосы присутствуют при 695, 850 и 965 см⁻¹, которые исходят от [Mo₇O₂₄]⁶⁻, [Mo₈O₂₆]⁴⁻ anions, и (O=)₂Mo(–O–Si)₂ диоксо-видов соответственно [49]. Когда пленка отжигается при 200 °C, полоса 965 см⁻¹ сдвигается к 970 см⁻¹, что атрибутируется Mo(= ¹⁶O)₂ диоксо-виду [50]. Рамановский спектр 300 °C-отожженной пленки MoO_x демонстрирует полосы при 695, 810 и 980 см⁻¹. Полоса при 810 см⁻¹ исходит от Si–O–Si связи, в то время как (O=)₂Mo(–O–Si)₂ вносит вклад в полосу при 980 см⁻¹. Результаты указывают, что отжиг при разных температурах влияет на химический состав пленки MoO_x, что может указывать на разницу концентрации кислородных вакансий каждого образца.

XPS проводят на пленках MoO_x (10 нм) для количественной оценки относительного содержания каждого состояния окисления и атомного отношения кислород/молибден (O/Mo). После вычитания фона Ширли и подгонки Гауссово-Лоуренцевыми кривыми проводит многопиковую деконволюцию XPS спектров. Mo 3d ядерный уровень декомпозируют на два дублетных пика с дублетным спин-орбитальным расщеплением Δ_BE 3,1 эВ и отношением площади пиков 3:2 [11]. Как показано на рис. 3, пик Mo⁶⁺ 3d_5/2 ядерного уровня центрируется около ~233,3 эВ связывающей энергии. Для всех образцов второй дублет около ~232,0 эВ, обозначаемый как Mo⁵⁺, необходим для получения хорошей подгонки к экспериментальным данным [8]. O/Mo отношение рассчитывают по следующей формуле [51]:

$$X = \frac{1}{2} \cdot \frac{{\mathop \sum \nolimits_{n} n \cdot I({\text{Mo}}^{n + } )}}{{\mathop \sum \nolimits_{n} I({\text{Mo}}^{n + } )}}$$

где I(Moⁿ⁺) — индивидуальные компоненты интенсивности из Mo 3d спектров. n относится к валентному состоянию Mo иона, т.е., 5 для Mo⁵⁺ и 6 для Mo⁶⁺. Фактор 1/2 связан с тем, что каждый атом кислорода делится двумя атомами молибдена.

O/Mo отношения всех образцов, перечисленные в Таблице 3, ниже 3. Потеря кислорода и переходы состояния окисления сообщались при осаждении переходных металлических оксидов [1]. Поскольку XPS измерения ex-situ, воздействие воздуха на термически испаренные пленки MoO₃ при комнатной температуре также может увеличить кислородные вакансии [18, 52]. O/Mo отношение необлученной пленки MoO_x составляет 2,958, в то время как пост-отжиг при 100 °C увеличивает значение до 2,964. Более высокие температуры отжига затем постепенно снижают O/Mo отношение. Наивысшее O/Mo отношение образца, отожженного при 100 °C, может быть объяснено термически активированным кислородом, внедренным из воздуха в пленку MoO_x [38]. Дополнительный файл 1: Рис. S3 сравнивает Si 2p XPS спектры 10-нм толстых отожженных пленок MoO_x. Si 2p XPS спектр необлученного образца показывает двойные пики кремниевых элементов и Si⁴⁺ пик. Si²⁺ пик появляется при отжиге 100 °C. При отжиге 200 и 300 °C пики Si⁴⁺, Si³⁺ и Si²⁺ существуют одновременно. Кроме того, рассчитанный X в SiO_x для четырех образцов составляет 2, 1,715, 1,672 и 1,815 соответственно. Атомы кислорода в SiO_x исходят из MoO_x; следовательно, O/Mo отношение зависит от баланса между SiO_x, забирающим кислород, и воздухом, внедряющим кислород. Кстати, по мере повышения температуры отжига сигнал Si элемента становится слабее, указывая на более толстые SiO_x промежуточные слои [26].

Снижение катионного состояния окисления оксида имеет тенденцию снижать его работу выхода [1]. UPS используют для расчета работы выхода пленок MoO_x в зависимости от термической обработки. Рис. 4a показывает область вторичного электронного отсечения UPS спектров, из которой видна незначительная вибрация работы выхода. Из рис. 4b видно, что после пост-воздушного отжига дефектные пики в области валентной зоны [37] становятся слабее. Таблица 3 перечисляет O/Mo отношение, оцененное из XPS подгонки, и соответствующую работу выхода, оцененную из UPS вторичного электронного отсечения для образцов на полированных кремниевых подложках. Результаты работы выхода и стехиометрии MoO_x также изображены на рис. 4c, где раскрыта сильная положительная корреляция. Увеличение O/Mo отношения с 2,942 до 2,964 приводит к увеличению работы выхода примерно на 0,06 эВ.

Перед применением пленок MoO_x как пассивирующих контактов на p-Si подложках, одномерные энергетические полосные симуляции проводят с использованием AFORS-HET [44] для получения четкого образа p-Si/MoO_x гетеро-контактов. Толщины p-Si и пленки MoO_x устанавливают как 1 мкм и 10 нм соответственно. Акцепторная концентрация p-Si составляет 1 × 10¹⁶ см⁻³, в результате чего работа выхода 4,97 эВ. Поскольку MoO_x — n-тип материал [53], вариация концентрации кислородных вакансий симулируется изменением донорской концентрации в диапазоне 1 × 10¹⁶ см⁻³ до 1 × 10²⁰ см⁻³. Рис. 5a показывает, что работа выхода и донорская концентрация MoO_x экспоненциально коррелируют. Рис. 5c, d изображают смоделированную полосную структуру, когда донорская концентрация (N_D) MoO_x составляет 1 × 10¹⁶ и 1 × 10²⁰ см⁻³ соответственно. Обе зоны p-Si и MoO_x изогнуты из-за разницы работы выхода и равновесия ферми-энергии. Эффективная экстракция носителей требует, чтобы фотосгенерированные дыры в валентной зоне p-Si рекомбинировали с электронами, представленными в зоне проводимости MoO_x, которые инъецируются из смежного металлического электрода [7, 54]. Изгибание зон в p-Si, MoO_x и общее изгибание зон показаны на рис. 5b. По мере изменения работы выхода MoO_x (WF_MO), нет явного изменения в полосной характеристике p-Si. Напротив, изгибание зон в MoO_x, представляющее благоприятное встроенное электрическое поле для инъекции электронов, увеличивается по мере увеличения его работы выхода. Можно заключить, что увеличение работы выхода MoO_x поднимет общее изгибание зон p-Si/MoO_x контакта, большинство которого лежит в части MoO_x. Поэтому высокая работа выхода MoO_x желательна с точки зрения инъекции электронов на границе p-Si/MoO_x.

Рис. 6 изображает темновые I–V характеристики p-Si/MoO_x контактов методом Кокса и Стрека (см. Дополнительный файл 1: Рис. S4 для схематической иллюстрации) [42]. Наклон I–V кривой увеличивается с увеличением диаметра точечного электрода. I-V кривые необлученного и 100 °C-отожженного образцов линейны, с удельным контактным сопротивлением (ρ_c), подогнанным как 0,32 и 0,24 Ω·см² соответственно. Хотя отжиг при 100 °C делает SiO_x слой на границе p-Si/MoO_x толще, WF_MO выше, чем у необлученной пленки MoO_x, поэтому соответствующий образец показывает лучшую дырочную транспортную характеристику. I-V кривые образцов, отожженных при 200 и 300 °C, становятся нелинейными при малом диаметре точки и не могут рассматриваться как омический контакт. По сравнению с образцами, отожженными при 100 °C, образцы, отожженные при более высоких температурах, обладают более низкими токами. Из-за небольшого падения работы выхода, главная причина — более высокие температуры отжига вызывают более толстый SiO_x слой на границе p-Si/MoO_x, делая более трудным для носителей туннелирование через оксидный барьер.

Пассивирующие качества MoO_x(10 нм)/p-Si гетероструктур в зависимости от термической обработки характеризуют в терминах эффективного времени жизни меньшинственных носителей (τ_eff). Инжекционно-зависимые τ_eff показаны в Дополнительном файле 1: Рис. S5, где τ_eff на уровне инжекции 1 × 10¹⁵ см⁻³ перечислены в Таблице 3. Необлученная пленка MoO_x показывает лучшую пассивирующую способность. Более высокая температура обработки приводит к более низкому τ_eff, что является комбинированным результатом химической пассивации интерфейсного SiO_x и полевого эффекта пассивации MoO_x, так как больший X в SiO_x означает меньше висячих связей кремния, а больший X в MoO_x означает большую интенсивность встроенного электрического поля.

Пленки MoO_x затем внедряют в конфигурацию p-Si/MoO_x(10 нм)/Ag (Рис. 7a) для исследования влияния электронных свойств MoO_x на производительность прибора. Световые плотность тока-напряжение (J–V) кривые показаны на рис. 7b. Средние J–V характеристики показаны на рис. 7c–f. Более низкие V_OC после отжига согласуются с более низкими τ_eff. Все элементы, кроме тех с MoO_x, отожженным при 300 °C, имеют схожий J_SC (~38,8 мА/см²), что означает, что незначительная разница в оптическом индексе MoO_x и вариация толщины интерфейсного SiO_x мало влияют на эффективное оптическое поглощение объемного кремния в длинноволновом диапазоне. Лучший КПД солнечных элементов с необлученными пленками MoO_x составляет 18,99%, что аналогично нашему предыдущему отчету [26]. КПД 19,19% достигается при применении 100 °C отжига. Улучшение КПД в основном исходит от повышенного коэффициента заполнения (FF) с уменьшенным последовательным сопротивлением, что согласуется с низким контактным сопротивлением на рис. 6b. Неэффективный транспорт дыр приводит к снижению FF, что 두드러жено на приборах с 300 °C отжигом. Более высокие температуры отжига приводят к падению КПД, исходящему от сниженного V_OC (деградированная полевой эффект пассивации MoO_x) и FF (более толстый SiO_x промежуточный слой снижает вероятность туннелирования носителей). Поскольку тонкие пленки MoO_x закрыты Ag электродами, деградация производительности может быть в основном вызвана высокотемпературной индуцированной элементарной диффузией на границе MoO_x/Ag, как демонстрировалось в предыдущем отчете [26]. Диффузия атомов Ag в MoO_x снизит работу выхода MoO_x, так как ферми-уровни выравниваются в равновесии переносом электронов из металлов в MoO_x [19, 55, 56].

В целом, производительность p-Si/MoO_x гетероструктурного солнечного элемента влияет пассивирующее качество, работа выхода и туннелирование зоны-в-зону [34] свойства дырочно-селективной пленки MoO_x. Пассивирующая производительность настоящей структуры все еще низка, приводя к относительно низкому V_OC. Следовательно, эффективная поверхностная пассивация будет исследовательским фокусом для нелегированных носительно-селективных контактов.

Заключения

Подводя итог, пленки MoO_x с разными концентрациями кислородных вакансий были получены пост-отжигом при разных температурах. Атомное отношение O/Mo пленок MoO_x линейно связано с их работой выхода. По сравнению с интринзик пленкой MoO_x, та, что отожжена при 100 °C, получила меньше кислородных вакансий и более высокую работу выхода. Энергетическая полосная симуляция показывает, что изгибание зон p-Si в p-Si/MoO_x контакте в основном одинаково, когда работа выхода MoO_x варьируется от 6,20 эВ до 6,44 эВ. Тем не менее, более высокая работа выхода дает увеличенное изгибание зон в пленке MoO_x. Экспериментальные результаты указывают, что умеренно улучшенная работа выхода MoO_x, отожженной при 100 °C, благоприятна для дырочной селективности. Соответствующий солнечный элемент с оптимизированным полным задним p-Si/MoO_x/Ag контактом достиг КПД 19,19%.

Доступность данных и материалов

Наборы данных, использованные и проанализированные в ходе текущего исследования, доступны у соответствующего автора по обоснованному запросу.

Аббревиатуры

c-Si:

Кристаллический кремний

p-Si:

p-Тип кристаллического кремния

n-Si:

n-Тип c-Si

PCE:

Коэффициент преобразования мощности

AFM:

Атомно-силовая микроскопия

XPS:

Рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия

UPS:

УФ-фотоэмиссионная спектроскопия

QSSPC:

Квази-стационарный фото-проводностный метод

RMS:

Квадратичное среднее

WF:

Работа выхода

FF:

Коэффициент заполнения