In-situ-Wachstum von Metallsulfid-Nanokristallen in Poly(3-hexylthiophen):[6,6]-Phenyl-C61-Buttersäuremethylester-Filme für Invertierte Hybridsolarzellen mit verbessertem Photostrom

Hintergrund

Photovoltaische Bauelemente auf organischer Halbleiterbasis werden durch verschiedene vorteilhafte Eigenschaften ergänzt, wie geringes Gewicht, niedrige Kosten, einfache lösungsbasierte Rolle-zu-Rolle-Großserienfertigung und Kompatibilität mit flexiblen Materialien [1, 2]. Außerdem sind anorganische Halbleiter aufgrund ihrer überlegenen Ladungsbeweglichkeit, chemischen Stabilität sowie der verbesserten Lichtabsorption (Potenzial, ihre optische Bandlücke in den nahen Infrarotbereich abzustimmen) ideal für hocheffiziente Solarzellen [3, 4]. Daher haben Hybridsolarzellen (HSCs), die sowohl aus organischen Halbleitern als auch aus anorganischen Halbleitern bestehen, große Aufmerksamkeit erregt, hauptsächlich aufgrund des Versprechens, die attraktiven Eigenschaften beider Materialklassen zu integrieren [5,6,7]. Ein typischer HSC basiert auf dem Bulk-Heterojunction-Konzept, bei dem eine Mischung aus organischen Materialien und anorganischen Nanopartikeln eine aktive Schicht zwischen zwei Ladungssammelelektroden eingebettet ist [5,6,7]. Bis heute gibt es eine breite Palette organischer Materialien, wie konjugierte Polymere mit geringer Bandlücke [7], sowie viele anorganische Materialien, einschließlich Metallnanomaterialien (Ag, Au) [8, 9], Silizium [10, 11], Metalloxid Nanopartikel (ZnO, TiO₂ ) [12,13,14], Siliziumdioxid-Nanopartikel (SiO₂ ) [15], Cadmiumverbindungen (CdS, CdSe, CdTe) [16,17,18], Nanopartikel mit geringer Bandlücke (PbS, PbSe, Sb₂ S₃ ,Cu₂ S, SnS₂ , CuInS₂ , FeS₂ ) [19,20,21,22,23,24,25] usw. wurden als aktive Schicht in HSCs verwendet.

Die Leistung von HSCs hängt entscheidend von der Fähigkeit ab, Materialien und Grenzflächenstruktur auf der Nanometer-Längenskala zu kontrollieren [26]. Das konventionelle Verfahren zur Herstellung der organischen und anorganischen aktiven Verbundschicht besteht darin, ein gegebenes organisches Polymer direkt mit dem hergestellten Liganden-verkappten anorganischen Nanokristall unter Verwendung eines Cosolvens zu mischen [16,17,18,19,20,21,22,23, 24,25]. Obwohl der Einbau der Oberflächenliganden in das organisch/anorganische Komposit die Verteilung von Nanokristallen in einem konjugierten Polymer verbessern kann, würden die langkettigen Liganden eine isolierende Grenzfläche zwischen der Polymermatrix und den Nanokristallen bilden. Als Ergebnis hemmt die isolierende Grenzfläche den Ladungstransfer zwischen dem Polymer und den Nanokristallen, und das Cosolvens beeinflusst die Polymerkettenorientierung sowie die Löslichkeit anorganischer Nanokristalle nachteilig und beeinflusst dadurch die Leistungsumwandlungseffizienzen (PCEs) der Vorrichtungen [ 5, 27]. Diese Nachteile können durch mehrere alternative Strategien weitgehend umgangen werden, darunter Ligandenaustausch [27, 28], die Verwendung von Thiolen, Poly- und Oligothiophenen und Amin-funktionalisierten Copolymertensiden [29,30,31] unter Verwendung von thermisch spaltbaren Liganden [ 32] und die Synthese von Nanokristallen in leitfähiger Polymerlösung [33]. Eine andere alternative Strategie ist die in-situ-Erzeugung des anorganischen Halbleiters innerhalb des organischen Materials ohne Tenside oder Liganden [26, 34, 35]. Dabei wird eine Polymerlösung abgeschieden, die eine gut lösliche metallorganische Vorstufe der anorganischen Nanopartikel enthält. Da der metallorganische Vorläufer in organischen Medien gut löslich ist, kann er zusammen mit dem Polymer aus der Lösung zu einem dünnen Film gegossen werden. Bei der thermischen Zersetzung des Films wird der organometallische Vorläufer mit der Polymerschicht in ein anorganisches Material umgewandelt, was eine innige Vermischung und gleichzeitig einen effizienten photoinduzierten Ladungstransport gewährleistet. Auf diese Weise können die aktiven Hybridschichten unter der Bedingung ohne Oberflächenliganden und Cosolvens gebildet werden. Haques Gruppe hat über eine allgemeine Methode berichtet, die auf der kontrollierten thermischen In-situ-Zersetzung einer Einquellen-Metall-Xanthat-Vorstufe in einem Polymerfilm basiert [26, 36, 37, 38, 39, 40]. Photovoltaik-Bauelemente basierend auf solchen Hybridschichten mit der Konfiguration von zinndotiertem Indiumoxidsubstrat (ITO)/TiO₂ /CdS-Grenzschicht/P3HT:CdS/Poly(3,4-ethylendioxythiophen) dotiert mit Polystyrolsulfonsäure (PEDOT:PSS)/Ag und ITO/TiO₂ /CdS-Schnittstellenschicht/P3HT:Sb₂ S₃ /PEDOT:PSS/Ag zeigte PCEs von 2,17 bzw. 1,29% [36, 38].

In diesem Artikel zu den Überlegungen zur Nutzung der synergistischen Effekte zwischen P3HT:PC₆₁ BM-basierte Solarzellen und Metallsulfid-Nanokristalle (CdS und Sb₂ .) S₃ ) als dotiertes Material, das eine überlegene Ladungsmobilität bietet und die Lichtabsorption verbessert, berichten wir über die HSCs mit der Konfiguration von ITO/CdS-Schnittstellenschicht/P3HT:PC₆₁ BM:x Gew.% CdS/MoO₃ /Ag- und ITO/CdS-Schnittstellenschicht/P3HT:PC₆₁ BM:x Gew.% Sb₂ S₃ /MoO₃ /Ag. Hier wurden ITO und Ag als Kathode und obere Anode hergestellt, während CdS-Grenzflächenschicht und MoO₃ wurden für Elektronen- bzw. Lochtransportschichten verwendet. CdS oder Sb₂ S₃ Nanokristalle wurden in situ im P3HT:PC₆₁ . erzeugt BM-System durch zufälliges Mischen von P3HT und PC₆₁ BM in Gegenwart oder Abwesenheit von Cadmium- oder Antimon-Xanthat-Vorläufern. Aktive Hybridschichten (P3HT:PC₆₁ BM:x Gew.% CdS oder P3HT:PC₆₁ BM:x Gew.% Sb₂ S₃ ) wurden vollständig durch thermisches Tempern des Films gebildet, was zur Zersetzung des Cadmium- oder Antimonxanthat-Vorläufers zu CdS oder Sb₂ . führte S₃ Nanokristalle bzw. Die Auswirkungen von x Gew.% CdS (oder Sb₂ S₃ ) Nanokristalle zur Leistung von P3HT:PC₆₁ BM-basierte HSCs wurden untersucht. Und die höchsten PCEs von 2,91 und 2,92 % wurden für die HSCs mit 3 Gew. % CdS-Nanokristallen und 3 Gew. % Sb₂ . erhalten S₃ Nanokristalle bzw. UV-Vis-Absorption, Lochmobilitäten und oberflächenmorphologische Charakterisierungen der aktiven Schichten wurden durchgeführt, um die wahrscheinlichen Gründe für die Verbesserung der Geräteleistung zu verstehen.

Methoden/Experimental

Herstellung und Charakterisierung von HSCs

Die organischen/anorganischen HSCs mit Gerätekonfiguration der ITO/CdS-Schnittstellenschicht /P3HT:PC₆₁ BM:x Gew.% CdS oder Sb₂ S₃ /MoO₃ /Ag wurden wie folgt hergestellt:erstens Cadmiumxanthate-Vorläufer (Di(ethylxanthato-κ ² S ,S ′)bis(pyridin-κ N )Cadmium(II), Cd(S₂ COEt)₂ (C₅ H₄ N)₂ , Et = ethy) und Antimon-Xanthat-Vorläufer (Tri(ethylxanthato-κ ² S ,S ′)Antimon(III), Sb(S₂ COEt)₃ ) wurden jeweils nach dem zuvor veröffentlichten Verfahren hergestellt [26, 38, 39]. Zweitens ein gemustertes ITO-beschichtetes Glas mit einem Schichtwiderstand von 10~15 Ω Quadrat ⁻¹ wurde der Reihe nach in entionisiertem Wasser, Aceton und Isopropanol gereinigt. Danach wurde eine CdS-Grenzschicht (10 nm) als Elektronentransportschicht gemäß der zuvor veröffentlichten Arbeit [41] aus einer 100 mg/ml Chlorbenzollösung von Cd(S₂ COEt)₂ (C₅ H₄ N)₂ durch Schleuderbeschichtung bei 6000 U/min für 40 s gefolgt von Tempern bei 160 °C für 15 min in einer Stickstoff-Handschuhbox. Die aktive Schicht wurde auf der CdS-Grenzflächenschicht abgeschieden. Das makellose P3HT:PC₆₁ BM bei einer 1:1-Gewichtsverhältnislösung in Chlorbenzol mit einer Konzentration von 17 mg mL ⁻¹ von P3HT wurde hergestellt. Um die Hybridlösung zu bilden, wird die Cadmiumxanthat-Vorstufe (Cd(S₂ COEt)₂ (C₅ H₄ N)₂ ) oder Antimon-Xanthat-Vorläufer (Sb(S₂ COEt)₃ ) wurden der reinen Lösung (x Gew.% CdS oder Sb₂ S₃ bezogen auf das Gewicht von P3HT). Die aktive Schicht wurde aus diesen Mischungslösungen bei 600 U/min 40 s lang schleudergegossen, gefolgt von einem Tempern auf einer heißen Platte bei 160 °C für 30 Minuten in einer Handschuhbox. In einem Kontrollexperiment P3HT:PC₆₁ Nur BM-Schicht (bei einer 1:1-Gewichtsverhältnislösung in Chlorbenzol mit einer Konzentration von 17 mg mL ⁻¹ von P3HT) ohne Cd(S₂ COEt)₂ (C₅ H₄ N)₂ oder Sb(S₂ COEt)₃ wurde ebenfalls aufgeschleudert und unter den gleichen experimentellen Bedingungen getempert. Dann wurden die Proben in eine Hochvakuumkammer überführt (unter Vakuum von 3 × 10 ^–5 Pa) zur Vervollständigung der HSCs, bei denen ein 8 nm dickes MoO₃ Lochsammelschicht und eine 100 nm dicke Ag-Anode wurden durch Lochmasken thermisch aufgedampft. Die Dicke der aufgedampften Kathode wurde mit einem Quarzkristalldicke/Verhältnis-Monitor (SI-TM206, Shenyang Science Co.) überwacht. Außerdem hatte jedes Gerät eine aktive Fläche von 0,10 cm ² . Alle Herstellungsprozesse wurden in einer kontrollierten Atmosphäre in einer Stickstoff-Trockenbox (Etelux Co.) mit weniger als 1 ppm Sauerstoff und Feuchtigkeit durchgeführt.

Dünnschicht- und Gerätecharakterisierung

Röntgenbeugungsdaten (XRD) wurden auf einem PAN alytical X’Pert Pro Röntgendiffraktometer gemessen, das mit graphitmonochromatisierter Cu Kα-Strahlung (λ = 1,541874 Å) ausgestattet war. Die Beschleunigungsspannung wurde auf 40 kV mit einem Fluss von 40 mA im Bereich von 2θ von 10–70 ° eingestellt. Thermogravimetrische Analyse (TGA)-Messungen des Metall-Xanthat-Vorläuferkomplexes wurden auf einem thermischen Analysesystem (Pyris Diamond 6300, PerkinElmer) unter einer Erwärmung durchgeführt Rate von 10 °C min ⁻¹ und eine Stickstoffflussrate von 20 ml min ^–1 . UV-Vis-Absorptionsmessungen der Proben wurden bei Raumtemperatur mit einem U-3900H-Spektrophotometer (Shanghai Tianmei) aufgezeichnet. Die PCEs der resultierenden HSCs wurden unter 1 Sonne, AM 1,5 G (Air mass 1,5 global) unter Verwendung eines Sonnensimulators (XES-70S1, San-EI Electric Co.) (100 mW cm ⁻² ). Die Stromdichte-Spannung (J-V)-Kennlinien wurden mit einer Keithley 2410-Quellenmesseinheit in der Stickstoff-Trockenbox (Etelux Co.) aufgezeichnet. Die spektralen Reaktionen der Geräte wurden mit einem kommerziellen EQE/einfallenden Photonen-zu-Strom-Umwandlungseffizienz-(IPCE)-Setup (7-SCSpecIII, Beijing 7-star Optical Instruments Co., Ltd.) gemessen. Zur Bestimmung der absoluten Lichtempfindlichkeit wurde ein kalibrierter Siliziumdetektor verwendet. Rasterkraftmikroskopie (AFM)-Bilder im Tapping-Modus wurden mit einem MFP-3D-SA-System (Asylum Research) aufgenommen.

Ergebnisse und Diskussion

Thermische Stabilitäten von Cd(S₂ COEt)₂ (C₅ H₄ N)₂ und Sb(S₂ COEt)₃ wurden zunächst von TGA untersucht, wie in Abb. 1 gezeigt. Cd(S₂ COEt)₂ (C₅ H₄ N)₂ beginnt sich bei ca. 50 °C zu zersetzen und ist bei 150 °C vollständig, die endgültige Restmasse (ca. 25,0%) liegt nahe der von CdS (28,1%), was auch in der Vorarbeit nachgewiesen wurde [41]. Sb(S₂ COEt)₃ beginnt sich bei etwa 120 °C zu zersetzen und ist bei 160 °C abgeschlossen, und das verbleibende Gewicht (35,8%) entspricht Sb₂ S₃ (35,0%), was mit der früheren Arbeit [42] übereinstimmt.

TGA-Plots von Cd(S₂ COEt)₂ (C₅ H₄ N)₂ und Sb(S₂ COEt)₃

Dünne Filme wurden aus einer Chlorbenzollösung von Cd(S₂ COEt)₂ (C₅ H₄ N)₂ oder Sb(S₂ COEt)₃ Zuerst wurden sie 30 min bei 160 °C getempert. Als Ergebnis wurden gelbe bzw. orangefarbene Dünnfilme erhalten. Um die Struktureigenschaften der dünnen Filme zu charakterisieren, wurden XRD-Untersuchungen der getemperten Filme durchgeführt. Die XRD-Muster des Produkts sind in Abb. 2 dargestellt. Gemäß den Referenzmustern für hexagonales CdS (PDF 41–1049) und kubisches CdS (PDF 01–080–0019) ist ersichtlich, dass die Beugungspeaks in Abb. 2a kann auf eine Mischung aus hexagonaler und kubischer Kristallstruktur indiziert werden, die über den Peaks gezeigt wurden (h und c zeigen die hexagonale bzw. kubische Phase an), wie im vorherigen Artikel beschrieben [37]. Die Beugungspeaks in Abb. 2b können vollständig auf die orthorhombische Phase von Sb₂ . indiziert werden S₃ (Zellenkonstanten a = 11,23 Å, b = 11,31 Å, c = 3,841 Å; JCPDS-Kartei 42–1393) [43, 44], was in guter Übereinstimmung mit den TG-Ergebnissen in Abb. 1 ist.

XRD-Muster der dünnen Filme, die durch thermische Zersetzung von a . erhalten wurden (Cd(S₂ COEt)₂ (C₅ H₄ N)₂ ) und b Sb(S₂ COEt)₃ , bzw.

Die Oberflächenmorphologien von CdS und Sb₂ S₃ Dünnschichten wurden ebenfalls ausgenutzt. Zusätzliche Datei 1:Abbildung S1 zeigt die Morphologieentwicklung von ITO vor (Zusatzdatei 1:Abbildung S1a) und nach der thermischen Zersetzung (160 °C, 15 min) der Chlorbenzollösung von Cd(S₂ .) COEt)₂ (C₅ H₄ N)₂ (Zusätzliche Datei 1:Abbildung S1b) und Sb(S₂ .) COEt)₃ (Zusätzliche Datei 1:Abbildung S1c). Wie in unserer vorherigen Arbeit [41] beschrieben, ist zu erkennen, dass die Oberfläche von blankem ITO eine dicht gepackte Ansammlung feiner Kristalle mit einer Korngröße von etwa 10 nm aufweist. Nach der thermischen Zersetzung der Chlorbenzollösung des Cadmium- oder Antimonxanthat-Vorläufers ist offensichtlich, dass ein CdS-Nanokristall-Film (etwa 60–100 nm) oder Sb₂ S₃ Ein Nanokristallfilm (100~200 nm große Cluster) wird auf dem ITO-Substrat gebildet.

Um die Wirkung von CdS (oder Sb₂ S₃ ) Nanokristalle zur Leistung von P3HT:PC₆₁ BM-basierte HSCs, Geräte wurden unter Verwendung der Struktur ITO/CdS-Schnittstellenschicht/P3HT:PC₆₁ . hergestellt BM:x Gew.% CdS (oder Sb₂ S₃ )/MoO₃ /Ag wie in Abb. 3a gezeigt. CdS oder Sb₂ S₃ Nanokristalle wurden in situ im P3HT:PC₆₁ . erzeugt BM-System durch zufälliges Mischen von P3HT und PC₆₁ BM in Gegenwart oder Abwesenheit von Cadmium- oder Antimon-Xanthat-Vorläufern. Aktive Hybridschichten (P3HT:PC₆₁ BM:x Gew.% CdS oder P3HT:PC₆₁ BM:x Gew.% Sb₂ S₃ ) wurden vollständig durch thermisches Tempern des Films gebildet, wodurch die Cadmium- oder Antimon-Xanthat-Vorstufe zu CdS oder Sb₂ . zersetzt wurde S₃ Nanokristalle bzw. (REM-Bilder von P3HT:PC₆₁ BM, P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS und P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ Filme auf ITO-Substraten wurden in Zusatzdatei 1 gezeigt:Abbildung S2). In unserem Experiment wurden eine Glühtemperatur von 160 °C und eine Glühzeit von 30 min gewählt, um die Cadmium- oder Antimon-Xanthat-Vorstufe vollständig zu zersetzen (siehe die TGA-Plots von Cd(S₂ COEt)₂ (C₅ H₄ N)₂ und Sb(S₂ COEt)₃ in Abb. 1).

a Schematische Darstellung der HSCs. b J-V-Kurven der HSCs basierend auf P3HT:PC₆₁ BM:CdS mit unterschiedlichen Gew.% CdS-Nanokristallen. c J-V-Kurven der HSCs basierend auf P3HT:PC₆₁ BM:Sb₂ S₃ mit unterschiedlichen Gew.% von Sb₂ S₃ Nanokristalle. d Energiebanddiagramm der in der aktiven Schicht in den HSCs verwendeten Materialien

J–V-Eigenschaften der HSCs mit unterschiedlichen Gew.% CdS (oder Sb₂ S₃ ) Nanokristalle, die in die organischen Schichten eingebaut sind, sind in Abb. 3b (oder Abb. 3c) gezeigt, und die photovoltaischen Parameter, einschließlich Kurzschlussstrom (J _sc ), Leerlaufspannung (V _oc ), Füllfaktor (FF), Serienwiderstand (R _S ) und PCE, sind in Tabelle 1 aufgeführt. Alle angegebenen Daten sind Durchschnittswerte, die aus mehr als 20 Geräten berechnet wurden. Das Gerät ohne CdS (oder Sb₂ S₃ ) Nanokristalle (ITO/CdS-Schnittstellenschicht/P3HT:PC₆₁ BM:/MoO₃ /Ag) zeigte ein J _sc von 7,77 mAcm ⁻² , ein V _oc von 0,58 V, einem FF von 0,52 und einem PCE von 2,34 %. Mit Zugabe von CdS oder Sb₂ S₃ Nanokristalle wurde beobachtet, dass V _oc , das durch die Energiedifferenz zwischen dem höchsten besetzten Molekülorbital (HOMO) des Polymerdonors und dem niedrigsten unbesetzten Molekülorbital (LUMO) des Akzeptors in Polymersolarzellen begrenzt wird [45, 46], bleibt bei etwa 0,58–0,59 V in alle HSC. Dies ist daran zu verstehen, dass PC₆₁ BM fungiert als Akzeptor und CdS oder Sb₂ S₃ als Elektronenkaskade fungieren (das Energiebanddiagramm der Materialien, die in der aktiven Schicht in den HSCs verwendet werden, ist in Abb. 3d gezeigt), wie in der vorherigen Arbeit erwähnt [47]. Für die HSCs mit Zusatz von CdS, J _sc steigt zunächst von 7,77 auf 8,72 mA cm ⁻² mit dem Anstieg von CdS von 0 auf 3 Gew. % und sinkt dann auf 8,23 mA cm ⁻² wenn die Masse von CdS weiter von 3 auf 7 Gew. % ansteigt. Gleichzeitig R _S verringert sich offensichtlich von 22,15 Ω cm ² (0 Gew. % CdS) bis 16,70 Ω cm ² (3 Gew. % CdS), was zu einem bemerkenswerten Anstieg des FF von 0,52 auf 0,56 beiträgt. Als Ergebnis liefert der HSC mit 3 Gew.-% CdS-Nanokristallen die beste Geräteleistung und liefert einen PCE von 2,91 %. Es ist erwähnenswert, dass dieser Wert viel höher ist als der beste PCE von 0,95%, den Chands Gruppe in den HSCs erhalten hat (ITO/PEDOT:PSS/P3HT:PC₆₁ BM:CdS/Al) unter Verwendung von durch Lösungschemie hergestellten CdS-Nanokristallen als eine der Komponenten in der aktiven Schicht [48]. Die Änderungsregeln von J _sc und FF in den HSCs mit Zusatz von Sb₂ S₃ waren ähnlich wie bei den HSCs mit CdS-Zusatz, mit Ausnahme des deutlicheren Anstiegs von J _sc (von 7,77 bis 9,15 mA cm ⁻² ) mit der Erhöhung von Sb₂ S₃ von 0 bis 3 Gew.%. Zufälligerweise das Gerät mit 3 Gew. % Sb₂ S₃ Nanokristalle bieten auch den höchsten PCE von 2,92% mit J _sc von 9,15 mAcm ⁻² , V _oc von 0,58 V, FF von 0,54.

Ein weiterer nützlicher Parameter zur Bestimmung des PCE der HSCs ist der IPCE, der 100 % erreicht, wenn alle einfallenden Photonen Elektronen-Loch-Paare erzeugen. In praktischen Situationen beträgt die IPCE jedoch aufgrund von Verlusten, die durch die Reflexion einfallender Photonen, mangelhafter Absorption von Photonen durch den Halbleiter und Rekombination von Ladungsträgern innerhalb des Halbleiters verursacht werden, typischerweise weniger als 100 % [8]. IPCE-Spektren für die Photovoltaik-Geräte basierend auf P3HT:PC₆₁ BM, P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS und P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ sind zum Vergleich in Abb. 4a dargestellt. Obwohl alle IPCE-Spektren eine ähnliche Form aufweisen, ist der IPCE-Wert für die HSCs mit P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS (oder P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ ) ist höher als beim P3HT:PC₆₁ BM in allen Wellenlängen (300–650 nm). Zum Beispiel die Photovoltaikanlage von P3HT:PC₆₁ Es wurde festgestellt, dass BM ein IPCE-Maximum nahe 55 % bei 540 nm hat und die IPCEs der HSCs mit P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS und P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ sind 60 bzw. 65 % bei der gleichen Wellenlänge.

a IPCE-Kurven der HSCs basierend auf P3HT:PC₆₁ BM, P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS und P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ . b UV-Vis-Absorptionsspektren der Filme von P3HT:PC₆₁ BM, P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS und P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃

Um die wahrscheinlichen Gründe für eine Verbesserung der Geräteleistung durch Zugabe von CdS oder Sb₂ zu verstehen S₃ Nanokristalle, UV-Vis-Absorptionsstudien wurden zunächst an den Filmen von P3HT:PC₆₁ . durchgeführt BM, P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS und P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ mit gleicher Dicke. UV-Vis-Absorptionsspektren in Abb. 4b zeigen, dass die Absorption der Filmzugabe von CdS oder Sb₂ S₃ Nanokristalle in P3HT:PC₆₁ BM waren fast ähnlich wie bei P3HT:PC₆₁ BM, während Absorption von P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS waren etwas höher als bei P3HT:PC₆₁ BM. Darüber hinaus ist die Aufnahme von P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ war offensichtlich höher als die von P3HT:PC₆₁ BM. Das heißt, die Einbettung von 3 Gew.-% CdS oder Sb₂ S₃ in P3HT:PC₆₁ Die BM-Matrix verbesserte die optische Absorption im Vergleich zu P3HT:PC₆₁ . richtig BM, daher Verbesserung des J _SC der Geräte.

Danach die gesamte Mobilität von Geräten basierend auf P3HT:PC₆₁ BM, P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS und P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ wurden durch Anwendung des Space-Charge-Limited-Current (SCLC)-Modells bestimmt [49]. Abbildung 5 zeigt J ^1/2 –V-Kurven der Nur-Hole-Geräte (ITO/PEDOT:PSS/P3HT:PC₆₁ BM(oder P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS oder P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ )/MoO₃ /Ag). Die aus dem SCLC-Modell berechneten scheinbaren Lochbeweglichkeiten betragen 4,09 × 10 ⁻⁵ . cm ² V ⁻¹ s ⁻¹ , 1,53 × 10 ⁻⁴ cm ² V ⁻¹ s ⁻¹ , und 1,69 × 10 ⁻⁴ cm ² V ⁻¹ s ⁻¹ für die Geräte mit P3HT:PC₆₁ BM, P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS und P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ als aktive Schicht bzw. Offensichtlich nimmt die Lochmobilität zu, wenn 3 Gew. % CdS oder Sb₂ S₃ eingebettet in P3HT:PC₆₁ BM-Matrix. Studien haben gezeigt, dass in P3HT:PC₆₁ BM, die Elektronenmobilität ist höher als die Lochmobilität, und dieses Ladungsungleichgewicht wirkt sich nachteilig auf die photovoltaische Leistung aus [9, 50]. Die Erhöhung der Lochmobilität von Geräten basierend auf P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS oder P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ ermöglicht einen ausgewogeneren Ladungstransport in der aktiven Schicht und verbessert so das J _SC und FF, wodurch der PCE des Geräts weiter verbessert wird, wie in der vorherigen Arbeit [9] erwähnt.

J ^1/2 –V-Kurven der Nur-Hole-Geräte für die Geräte mit P3HT:PC₆₁ BM, P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS und P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ jeweils als aktive Schicht

Die Mikromorphologien der aktiven Schichten wurden mit AFM im Tapping-Modus weiter untersucht, um die Auswirkungen der Zugabe von CdS oder Sb₂ . aufzudecken S₃ . Die Höhenbilder eines makellosen P3HT:PC₆₁ BM-Film und zwei ternäre Filme mit 3 Gew. % CdS und 3 Gew. % Sb₂ S₃ sind in Abb. 6 dargestellt. Die Oberflächenmorphologie von P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS und P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ Schicht zeigt eine deutliche Zunahme der Oberflächenrauheit, wobei der quadratische Mittelwert der Rauheit von 2,82 auf 8,89 nm bzw. 7,13 nm ansteigt. Die für P3HT:PC₆₁ . beobachtete größere Rauheit BM:3 Gew. % CdS und P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ Film könnte eine Folge des Vorhandenseins von CdS und Sb₂ . sein S₃ Nanokristalle im P3HT:PC₆₁ Aktive BM-Schicht. Die CdS oder Sb₂ S₃ Nanokristalle sollen als Medium zur Verbesserung der gegenseitigen Durchdringung von P3HT-Molekülen und PC₆₁ . dienen BM im Verbundfilm, was zu einer überlegenen Exzitonendissoziation führt. Als Ergebnis dieser überlegenen Exzitonendissoziation wird das J _SC der HSCs basierend auf P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS und P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ waren erhöht [51]. Andererseits ist der Einbau von CdS oder Sb₂ S₃ Nanokristalle in P3HT:PC₆₁ BM erhöht die Oberflächenrauhigkeit des Films und erhöht somit die Grenzflächenkontaktfläche zwischen der aktiven Schicht (P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS oder P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ ) und die Lochtransportschicht (MoO₃ ). Auf diese Weise wurde eine effizientere Lochsammlung an der Anode erreicht, was zu einem verbesserten J . führen könnte _SC und FF der Geräte [52].

AFM-Höhenbilder von a P3HT:PC₆₁ BM, b P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % CdS und c P3HT:PC₆₁ BM:3 Gew. % Sb₂ S₃ Filme auf ITO-Substraten

Schlussfolgerungen

Zusammenfassend lässt sich sagen, dass CdS oder Sb₂ . als dotiertes Material für eine überlegene Ladungsmobilität und eine verbesserte Lichtabsorption S₃ Nanokristalle wurden in situ im P3HT:PC₆₁ . erzeugt BM-System durch zufälliges Mischen von P3HT und PC₆₁ BM in Gegenwart von Cadmium- oder Antimon-Xanthat-Vorläufern. Die thermische Stabilität der Cadmium- oder Antimon-Xanthat-Vorstufe und die Struktur von CdS oder Sb₂ S₃ Filme geprägt waren. Die HSCs mit der Konfiguration von ITO/CdS-Schnittstellenschicht/P3HT:PC₆₁ BM:x Gew.% CdS/MoO₃ /Ag- und ITO/CdS-Schnittstellenschicht /P3HT:PC₆₁ BM:x Gew.% Sb₂ S₃ /MoO₃ /Ag hergestellt wurden. Die Auswirkungen von x Gew.% CdS (oder Sb₂ S₃ ) Nanokristalle zur Leistung von P3HT:PC₆₁ BM-basierte HSCs wurden untersucht. Es wurde nachgewiesen, dass der Einbau von CdS (oder Sb₂ S₃ ) Nanokristalle in der aktiven Schicht von P3HT:PC₆₁ BM-basierte Solarzellen helfen bei der Verbesserung von PCEs. Und die höchsten PCEs von 2,91 und 2,92 % wurden für die HSCs mit 3 Gew. % CdS-Nanokristallen und 3 Gew. % Sb₂ . erhalten S₃ Nanokristalle bzw. Aus UV-Vis-Absorption, Lochmobilitäten und morphologischen Oberflächencharakterisierungen haben unsere Studien ergeben, dass 3 Gew.-% CdS oder Sb₂ S₃ eingebettet in P3HT:PC₆₁ BM-Matrix verbesserte die optische Absorption, die Lochbeweglichkeit und die Oberflächenrauheit im Vergleich zu P3HT:PC₆₁ BM, was zu den verbesserten PCEs der Geräte führt. Die Methode der in-situ-Erzeugung von anorganischen Halbleiter-Nanokristallen im Inneren organischer Materialien kann zum Design hocheffizienter HSCs verwendet werden.