Erhöhte Kurzschlussstromdichte in III-Nitrid-Nanoröhren/Si(111)-Solarzellen durch Lichtfang

Zusammenfassung

Eine effektive photovoltaische Wirkungsgrad von 1,27 % bei der Leistungswandlung, ohne die Gittermetallkontaktfläche und unter 1 Sonnenbestrahlung, AM 1.5G-Bedingungen, wurde für p-GaN/i-InGaN/n-GaN-Diodenarrays erzielt, die epitaktisch auf (111)-Si gewachsen sind. Die Kurzschlussstromdichte beträgt 14,96 mA/cm² und die Leerlaufspannung 0,28 V. Verbessertes Lichtfangen durch Mehrfachreflexionen innerhalb der spannungs- und defektfreien III-Nitrid-Nanoröhrenarray-Strukturen sowie die durch die breitbandigen III-Nitrid-Bestandteile gesteigerte Kurzwellenantwort tragen vermutlich zu den beobachteten Leistungsverbesserungen bei.

Einleitung

Die Entwicklung grüner Energie ist zunehmend essenziell geworden, und die Leuchtdioden- (LED-) sowie Solarzellenindustrie haben sich aufgrund der immer stärker werdenden Energiekrise rasant entwickelt. In den vergangenen Jahrzehnten wurden III-Nitrid-Halbleiter erfolgreich in LED-Geräten angewendet [1,2,3], was erhebliche kommerzielle Vorteile brachte. Gegenwärtig suchen viele Wissenschaftler das Forschungspotenzial von III-Nitriden für photovoltaische Anwendungen zu erschließen [4, 5]. Gruppe-III-V-Nitridmaterialien bieten viele Vorteile für photovoltaische Systeme, wie einen direkten Bandabstand mit großem Absorptionskoeffizienten [4, 6], einen weiten Bandlückenbereich, der über Bandlückenengineering den größten Teil des Sonnenspektrums abdeckt [4, 6, 7], hohe Trägerbeweglichkeit [7] und überlegene Strahlungsbeständigkeit [8]. Basierend auf diesen hervorragenden Eigenschaften wurden verschiedene Gerätestrukturdesigns simuliert, wie InGaN/Si-Tandemzellen [9,10,11,12,13,14], Heißträger-Solarzellen [15], Schottky-basierte Solarzellen [16,17,18], Einzel- [19,20,21,22,23,24] und Mehrfachübergang-Solarzellen [25, 26] sowie Polarisationswirkungen auf die Solarzellenleistung [9, 23, 27]. Simulationen sagten voraus, dass InGaN/Si-Heterostruktur-Tandemzellen Wirkungsgrade von 21–36 % erreichen könnten [10, 11, 13], basierend auf unterschiedlichen Simulationsmodellen. Der Leistungswandlungswirkungsgrad (PCE) einer InGaN-Homostruktur-Tandemsolarzelle mit vier unterschiedlichen In-Zusammensetzungen wird auf 51 % unter 1-Sun-Bestrahlung und 58 % unter 250-facher Konzentration vorgeschlagen [26]. Allerdings werden Verunreinigungen und nicht-strahlende Rekombination unter Tieftemperatur-InGaN-Dünnschichtwachstumsbedingungen zunehmend signifikant [28,29,30]. Die erheblichen Stapelverwerfungen und Versetzungsdichten aufgrund von Gitterfehlanpassung führen zu einer Abnahme der Trägerdiffusionslänge und einer Begrenzung des Solarzellen-PCE [31,32,33,34]. Daher bleiben zahlreiche Herausforderungen für die Realisierung des Potenzials hocheffizienter III-Nitrid-Photovoltaikgeräte bestehen.

Im vergangenen Jahrzehnt wurden viele relevante Forschungsthemen wie Hoch-In-InGaN-Kristallwachstumsmethoden auf freistehendem GaN-Substrat [34], p-Typ-InGaN-Dotierung [35], Quantenwellendesigns [36,37,38,39,40], Elektrodendesigns [41,42,43,44], Konzentrator-Photovoltaik [37, 41, 45], Zwischenband-Solarzellen [46] und reflexionsreduzierte Strukturen [47,48,49] untersucht. Zudem wurden unpolare nitridbasierte Solarzellen hinsichtlich des Polarisations-effekts erforscht [50, 51]. Dahal et al. demonstrierten einen InGaN-Mehrfachquantenwellensolarzellenbetrieb mit über 30 % In bei längeren Wellenlängen (> 420 nm) [38] und wiesen einen Wirkungsgrad von 3,03 % unter erhöhter Beleuchtungsintensität bis zu 30 Sonnen nach [37]. Mori et al. untersuchten Konzentrator-nitridbasierte Solarzellen [45] und berichteten den höchsten PCE von 4 % bei hoher Lichtintensität bis zu 300 Sonnen [41]. Obwohl verschiedene Forschungsgruppen unterschiedliche strukturelle oder optische Designs bereitstellten und die Wachstumstechniken verbesserten, stieg der PCE von III-Nitrid-Solarzellen nicht wesentlich an. Andererseits demonstrierten Reichertz et al., dass Tandemsolarzellen durch epitaktisches Wachsen von p-n-Übergang-GaN auf p-n-Übergang-Si-Substrat realisierbar sind [14]. Ihre Ergebnisse zeigten, dass das Si-Substrat zur Langwelleneffizienz beitrug, während Nitrid zur Kurzwellen-effizienz beitrug. Siliciumsubstrate bieten nicht nur eine kostengünstige Lösung, sondern auch PCE-Verbesserung und gute Wärmeleitfähigkeit [52].

Üblicherweise werden für das Solarzellenwachstum kontinuierliche Filmschichten übereinander gewachsen, was zu hoher Versetzungsdichte führt. Wenn III-Nitride jedoch in Nanostrukturen gewachsen werden, ist der Bodenbereich, der mit dem Substrat in Kontakt steht, klein, weshalb Fadenversetzungen reduziert werden und die Spannung minimal sein kann. Tessarek et al. berichteten, dass die Versetzungen von GaN-Nanoröhren verschwanden, wenn der Durchmesser auf 200 nm sank [53]. Daher wäre es als Alternative zum Filmwachstum auf Siliciumsubstraten vorzuziehen, III-Nitrid-Nanoröhrensolarzellen zu züchten, um Kosten zu senken, die Kristallqualität zu verbessern und den Zellenwirkungsgrad zu steigern. Auch Nanoröhren/Nanodrähte haben ein großes Potenzial für photovoltaische Anwendungen, da photogenerierte Elektronen effektiver gesammelt werden können, bevor sie mit Löchern rekombinieren, aufgrund eines direkten Pfads zu den Elektroden, und Nanoröhrenstrukturen das Lichtfangen zur Verbesserung der Photonenabsorption verbessern können [54, 55]. Mehrere Gruppen demonstrierten Photodetektoren [56, 57], Nanolaser [58, 59], Nano-LEDs [60, 61] und photoelektrochemische Wasserspaltungsanwendungen [62] basierend auf III-Nitrid-Nanoröhren [55]. Der Nachteil von Nanoröhrensolarzellen besteht jedoch darin, dass photogenerierte Elektron-Loch-Paare an reichlichen Trägerfangzentren aufgrund von Oberflächendefekten rekombinieren. Zudem sind die Fertigungsprozesse von Nanoröhrensolarzellen komplizierter als die von Dünnschichtgeräten. Die Überwindung dieser Probleme führte jedoch zu einer fast dreifachen PCE-Steigerung, wie Wallentin et al. zeigten, wobei der InP-Nanoröhrenarray einen PCE von 13,8 % durch Optimierung des Nanoröhrendurchmessers und der Länge des oberen n-Segments aufwies [54, 63]. Krogstrup et al. wiesen darauf hin, dass eine hohe Kurzschlussstromdichte (Jsc) in einzelnen Kern-Schale-GaAs-Nanodrahtstrukturen aufgrund einer mehr als zehnfachen Lichtabsorptionssteigerung durch Lichtkonzentration erzielt wurde [64]. Wierer et al. [65], Cansizoglu et al. [66] und Nguyen et al. [31] demonstrierten verschiedene Typen von Nitrid-Nanoröhrenarray-Solarzellen auf GaN-Template und Si-Substrat. Der Vergleich aktueller Nanoröhren/Nanodraht-Photovoltaik-Forschung ist in der Supplementary Information: Table S1 aufgeführt. Die photoelektrischen Umwandlungsbeiträge unterschiedlicher In-Gehalte in InGaN-Nanoröhren-Ensemble-Photovoltaikgeräten auf kostengünstigen Si(111)-Substraten wurden jedoch bisher nicht systematisch diskutiert.

In dieser Studie wurden Mg:GaN/InGaN/Si:GaN III-Nitrid-Nanoröhren-Ensembles mit 8 % und 11 % Indiumkonzentration auf n-dotierten Si(111)-Substraten durch plasma-unterstützte Molekularstrahlepitaxie (PA-MBE, Veeco EPI930) gewachsen. Die strukturellen Eigenschaften und Indiumgehalte wurden durch hochauflösende Röntgenbeugung (HR-XRD, Bede D1) bestimmt. Die Feinstruktur der Nanoröhren wurde durch hochauflösende Transmissionelektronenmikroskopie (HR-TEM, FEI E.O Tecnai F20 G2) analysiert. Die Stromdichte-Spannungs-(J-V-)Eigenschaften der Nitrid-Solarzellen wurden unter 1 Sonnenbestrahlung, AM 1.5G-Beleuchtung (Newport 94023A) diskutiert. Die externe Quantenausbeute (EQE, Enli Technology Co., Ltd., QE-R3018) wurde gemessen, um die spektrale Antwort zu untersuchen. Banddiagramm-Ausrichtungen und Simulationen wurden ebenfalls untersucht, um den Elektronen- und Lochtransport zu erklären.

Experimentelle Methode

Wachstumstechnik

Das Wachstum von Si:GaN- und Mg:GaN/InGaN/Si:GaN-Nanoröhren basiert auf der plasma-unterstützten Molekularstrahlepitaxie (PA-MBE). Alle Proben wurden in einem Veeco GEN930 PA-MBE-System mit einer 6N-Stickstoffplasmaquelle (Veeco, UNI-Bulb) gezüchtet. Der n-Typ-Si(111)-Substrat mit einem Widerstand von 0,001–0,005 Ω·cm wurde in einem Ultraschallbad mit Aceton, Isopropanol und deionisiertem Wasser jeweils 5 Min. gereinigt, um organische Rückstände zu entfernen, und anschließend 5 Min. in einer 48–51 %igen HF:H₂O = 1:5-Lösung geätzt, um das native Oxid zu entfernen. Nach dem chemischen Reinigungs-/Ätzprozess wurde das Si-Substrat mit Stickstoffgas trockengeblasen. Das Substrat wurde in die Pufferkammer eingebracht und mittels eines magnetisch gekoppelten Transferarms in die Wachstumskammer übertragen. Vor dem Nanoröhrenwachstum wurde das Substrat 30 Min. bei 900 °C thermisch gereinigt, um 잔여 natives Oxid zu entfernen und eine saubere, geordnete 7×7-rekonstruierte Si-Oberfläche zu erhalten. Aktivierte Stickstoffatome wurden durch eine Plasmakanone erzeugt, deren Fluss und Reinheit über einen hochauflösenden Massendurchflussregler (HORIBA STEC, SEC-7320 M) und einen Stickstoffreiniger (Entegris, CE35KFI4R) gesteuert wurden. Hochreine (6N oder höher) Ga-, In-, Si- und Mg-Quellen wurden durch Feststoffeffusionszellen bereitgestellt. Der Gruppen-III-Metall- und N₂-Plasma-Strahläquivalentdruck (BEP) wurde mit einem Strahlflussmessgerät gemessen. Durch Steuerung der III/V-Flussverhältnisse auf N-reiche Bedingungen können Nanoröhren erhalten werden. Zunächst wurden selbstorganisierte Si:GaN-Nanoröhren bei 760 °C für 82 Min. gezüchtet. Die Desorption von InN ist bei erhöhten Temperaturen kritisch, da Indium von der Probenoberfläche verdampft. Um Indium in den Nanoröhren zu halten, wurde die metallmodulierte Epitaxie (MME) genutzt [67, 68]. MME beinhaltet das periodische Öffnen und Schließen der Metallblenden, um die Metallflüsse zu modulieren, während die N₂-Blende geöffnet bleibt. Zur Einstellung der In-Konzentration impingierten zwei unterschiedliche Zykluszeiten von In- und Ga-Atomen abwechselnd für 20 s/30 s (Probe B) und 30 s/30 s (Probe C) mit 50 Perioden bei 550 °C auf das Substrat. Schließlich wurde die Mg:GaN-Schicht bei 600 °C gezüchtet. Die Proben wurden unter 9,25 × 10⁻⁶ Torr aktivem Stickstoff-BEP mit 450 W Plasmaleistung, 2,42 × 10⁻⁸ Torr In-BEP und 1,93 × 10⁻⁸ Torr Ga-BEP gezüchtet. Zusätzlich wurde ein einlagiger Si:GaN-Nanoröhren-Array (Probe A) als Kontrollgruppe unter denselben Bedingungen hergestellt.

Gerätefertigung

Nach dem Nanoröhrenwachstum umfasste der Fertigungsprozess folgende Schritte: (1) Der Gerätebereich von 350 × 350 μm² Mesa wurde durch Ätzen bis zum n-Typ-Si mit Tetrafluormethan (CF₄) basierend auf der reaktiven Ionenätztechnik (Advanced System Technology, Cirie-200) unter Verwendung von Photolack (Microchemicals GmbH, AZ1400) als Maske definiert. (2) Ein Ultraschallbad mit deionisiertem Wasser wurde verwendet, um lose Nanoröhren vom Gerät außer denen des Mesa-Bereichs zu entfernen. (3) Die Probe wurde 1 Min. bei 60 °C in (NH₄)₂S getaucht, um die Nitrid-Oberfläche zur Unterdrückung des nativen Oxids und zur Reduzierung nicht-strahlender Rekombination zu passivieren [69,70,71,72,73]. (4) Ein 100-nm-Indium-Zinn-Oxid-(ITO-)Dünnfilm wurde durch Sputtern (Advanced System Technology, Psur-100HB) begleitet von Photolithografie (M&R Nano Technology, AG350-6B) und Lift-off-Techniken auf die Nanoröhren aufgebracht, um als ohmscher transparenter Kontakt für Mg:GaN zu dienen. (5) Mehrlagige Ti/Al/Ti/Au (20 nm/300 nm/20 nm/50 nm) Gittermetallkontakte auf dem ITO-Film und auf den n-Typ-Si-Substraten wurden durch Elektronenstrahlverdampfung (Advanced System Technology, Peva-600E) unter Verwendung von Photolithografie und Lift-off-Techniken hergestellt. (6) Alle Gittermetallkontakte wurden durch ein Schnellthermisch-Ausglühsystem (Advanced System Technology, FA04) 30 s in Stickstoff bei 800 °C geglüht, um ohmsche Kontakte zu erhalten.

TEM-Probenpräparation

Um die Kristallstruktur weiter zu untersuchen, wurden einzelne Nanoröhren der Proben B und C durch Ultraschallbehandlung in Ethanol extrahiert. Nach 30 Min. Ultraschallbehandlung wurden einige Tropfen der Ethanol-Lösung auf ein Kupfergitter (Ted Pella) aufgetragen und das Ethanol bei Raumtemperatur verdampft. Vor den Messungen wurde die Probe bei 150 °C gebacken, um freie organische Lösungsmittel zu entfernen.

Ergebnisse und Diskussion

Morphologische und strukturelle Eigenschaften

Die Draufsicht- und Querschnittsaufnahmen von Rasterelektronenmikroskopie (REM) sind in Abb. 1a–f dargestellt und illustrieren die Morphologie der als-gewachsenen Nanoröhren. Von links nach rechts stellen Abb. 1a–c die Variation der Oberflächenmorphologie von Si:GaN (Probe A) und Mg:GaN/InGaN/Si:GaN mit variierten In/Ga-Atomen-Impingierzykluszeiten von 20 s/30 s (Probe B) und 30 s/30 s (Probe C) während des 50-Zyklus-InGaN-Wachstums dar. Die Durchmesser der Si:GaN- und Mg:GaN/InGaN/Si:GaN-Nanoröhren betragen 30–100 nm bzw. 80–150 nm, während die Flächen-dichten ~ 7 × 10⁹ cm⁻² betragen. Die Querschnittsaufnahmen der Nanoröhren in Abb. 1d–f zeigen eine Länge von ca. 700 nm für Proben A bis C. Die schematische Struktur der Mg:GaN/InGaN/Si:GaN-Proben ist in Abb. 1g dargestellt.

Abbildung 2a zeigt die Röntgen-Theta-2Theta-Beugungsmessung mit Fokus auf unterschiedliche Quellen-Impingierzykluszeit-Proben. Der stärkste Peak bei 28,44° stammt vom Si-Substrat. Ein scharfer, klarer Peak bei 34,56° entspricht der GaN-(0002)-Beugung und deutet auf eine gute Unterdrückung der Phasenvermischung aus der InGaN-Schicht hin. Ein Peak auf der niedrigeren 2-Theta-Seite des GaN-(0002)-Peaks bei 34,22° für Probe B und bei 34,13° für Probe C entspricht InGaN-(0002). Die c-Gitterkonstanten von InN und GaN betragen 5,760 Å bzw. 5,185 Å [74]. Nach Braggschem Gesetz betragen die c-Gitterkonstanten von InGaN-(0002) 5,23 Å für Probe B und 5,25 Å für Probe C. Durch Einfügen der c-Gitterkonstante von InGaN-(0002) in Vegardsches Gesetz kann die In-Konzentration auf 8 % für Probe B und 11 % für Probe C geschätzt werden, ohne Spannung zu berücksichtigen. Abbildung 2b zeigt das TEM-Niedrigvergrößerungsbild von Probe C und das schematische Diagramm seiner Struktur. Bereich 1 und Bereich 2 sind n-GaN- bzw. InGaN-Bereiche. Das selektive Flächen-Elektronenbeugungsmuster (SAED), aufgenommen im Bereich 1, zeigt, dass die [0001]-Richtung parallel zur Längsachse der Nanoröhre verläuft, einer gemeinsamen Wachstumsrichtung von Nitrid-Nanoröhren. Zudem wurde keine Versetzung im Kristall gefunden. In Abbildung 2c und d liefern atomar aufgelöste TEM-Bilder die c-Gitterkonstanten von GaN und InGaN als 5,19 Å bzw. 5,25 Å, identisch mit den über Braggsches Gesetz via XRD-Theta-2Theta-Scan berechneten Ergebnissen. Die c-Gitterkonstante von InGaN für Probe B beträgt 5,23 Å über atomar aufgelöste TEM-Bilder, wie in Supplementary Information: Figure S1 gezeigt. Zusätzlich sind Hochwinkel-ringförmige Dunkel-Feld-(HAADF-)Bilder und energiedispersive Röntgenspektroskopie (EDX) Linien-Scans, die die Indiumverteilung anzeigen, in Supplementary Information: Figure S2 enthalten.

Elektrische und optische Charakteristikanalyse

Die Stromdichte-Spannungs-Messungen wurden mit einem Keithley 2400 Quellmessgerät durchgeführt. Abbildung 3a zeigt das schematische Diagramm der Nanoröhren-Ensemble-Solarzelle. Der gesamte Gerätebereich beträgt 0,12 mm² und der effektive Bereich unter Beleuchtung ohne Kontaktmetall 0,0924 mm². Zur Sammlung photogenerierter Elektronen wird ein 100-nm-transparenter leitfähiger ITO-Film auf dem p-GaN aufgebracht, um die Nanoröhren mit dem Ti/Al/Ti/Au (20 nm/300 nm/20 nm/50 nm) Finger-Elektroden zu verbinden. Photoelektrische Charakteristikanalysen des Geräts wurden ebenfalls mit Solarsimulator unter 1 Sonne, AM 1.5G-Bedingung durchgeführt, wie in Abb. 3b–d gezeigt. Die Serienwiderstandswerte Rs, bestimmt aus Abb. 3b–d, betragen 83 Ω, 250 Ω und 2,5 kΩ, und die Parallelwiderstandswerte Rsh 413 kΩ, 550 kΩ und 2 MΩ für Proben A, B und C. Die Photostromdichte bei Nullspannung, Jsc, der In₀.₀₈Ga₀.₉₂N-Vorrichtung (Probe B) und der In₀.₁₁Ga₀.₈₉N-Vorrichtung (Probe C) beträgt 7,77 mA/cm² bzw. 14,96 mA/cm². Die Photostromsteigerung über steigende In-Konzentration wurde durch Jsc-Vergleich demonstriert. Zudem illustrierte Krogstrup et al., dass die Lichtkonzentrationseigenschaft in Nanoröhrensolarzellen die Lichtabsorption verbessern und hohen Photostrom liefern kann [64]. Die Leerlaufspannung (Voc) und der Füllfaktor (FF) von Probe C betragen 0,28 V bzw. 30 %. Mehrere Gruppen demonstrierten ebenfalls Nanoröhrenstrukturen mit niedrigerem Voc [72, 75, 76]. Um die tatsächliche photovoltaische Leistung im beleuchteten Bereich zu ermitteln, definiert der effektive-Flächen-PCE (PCEeff) einen Wirkungsgrad basierend auf der effektiven Fläche, die den Gitterelektrodenbereich ausschließt, während der Gesamtflächen-PCE (PCEtot) den gesamten Gerätebereich berücksichtigt. Bemerkenswert sind die PCEtot- und PCEeff-Werte von 0,98 % bzw. 1,27 %, was einen höheren PCE von Nitrid-Nanoröhrensolarzellen je berichtet anzeigt. Der Hauptbeitrag kommt vom hohen Jsc, obwohl der Voc niedriger ist als bei anderen III-Nitrid-Nanoröhrensolarzellen [65, 77]. Zwei mögliche Gründe für den niedrigen Voc sind die Quasi-Fermi-Niveau-Begrenzung am p-n-Si-Übergang, da der Si-Bandabstand 1,12 eV beträgt, basierend auf dem Banddiagramm, und ein begrenzter Strompfad, der durch Oberflächen-Fermi-Niveau-Pinning entstehen kann [66]. Tabelle 1 fasst den Jsc-, Voc-, FF- und PCE-Vergleich der drei Proben zusammen.

Um die physikalischen und elektrischen Eigenschaften zu verstehen, wurden die Banddiagramme mit einem 1D-DDCC-Programm (eindimensionaler Poisson-, Drift-Diffusions- und Schrödinger-Löser) berechnet [78]. Die Elektronenaffinitäten von ITO, Si und GaN betragen 4,40 eV, 4,05 eV bzw. 4,1 eV. Abbildung 4a und b zeigen das ITO/n-GaN/n-Si-Banddiagramm ohne Spannungsvorspannung und die J-V-Kurve im Dunkeln. Es zeigt, dass die ITO/n-GaN/n-Si-Struktur keine gleichrichtende Wirkung aufweist und ein lineares J-V-Profil zeigt. Die Potentialbarriere der Hetero-Grenzfläche kann für den Trägertransport vernachlässigt werden, da der Leitungsbandoffset zwischen Si und GaN voraussichtlich ein kleiner Wert von 50 meV beträgt. Dieser widerstandsähnliche lineare J-V-Kurve widerspricht den experimentellen Ergebnissen.

Eine mögliche Erklärung der J-V-Kurvenergebnisse ist, dass Ga-Diffusion ein p-Si an der GaN/Si-Grenzfläche induziert und einen p-n-Übergang schafft. Reichertz et al. [14] und Neplokh et al. [76] haben die Al-Diffusion in das Siliciumsubstrat während des Wachstums von Nitridschichten verifiziert. Bor, Al und Ga sind IIIB-Gruppenelemente, die als Dotiermittel für die p-Si-Schichtbildung dienen können. Die Ga-Diffusionsrate beträgt jedoch 8 nm/Tag bei 700 °C [79]. Abbildung 4c zeigt ein Banddiagramm, das eine sehr dünne (1 nm) p-Si-Schicht zwischen n-GaN und n-Si-Grenzfläche enthält. Ein kleines eingebautes elektrisches Feld wird im p-n-Si-Übergang erzeugt, das Elektronen zum n-Si-Substrat und Löcher zur ITO-Kontaktschicht treibt. Die dickenabhängigen J-V-Kurven demonstrieren, dass die Dioden-Einschaltspannung abnimmt, wenn die Dicke der p-Si-Schichten dünner wird (Abb. 4d). Die ultradünne p-Si-Schicht wird eine Begrenzung für die Quasi-Fermi-Niveau-Trennung darstellen und den Voc der Solarleistung reduzieren. Die simulierte elektrische Eigenschaft mit der eingeschlossenen p-Si-Schicht liegt näher an den Forschungsergebnissen. Daher kann das Banddiagramm der Mg:GaN/InGaN/Si:GaN/p-Si/n-Si-Struktur als Modell wie in Abb. 5 aufgebaut werden. Die Beleuchtung mit AM 1.5G-Licht von oben führt zur Absorption von Photonen mit Energie höher als dem InGaN-Bandabstand. Wenn Licht durch die Röhren und den Zwischenraum zwischen den Röhren auf das Si trifft, können auch Photonen mit Energie größer als dem Si-Bandabstand vom p-n-Si-Substrat absorbiert werden und Photostrom erzeugen. Gleichzeitig werden die in den Nitridbereichen durch das Kurzwelllicht erzeugten Elektron-Loch-Paare durch das eingebaute elektrische Feld des p-i-n-Übergangs getrennt. Schließlich können photogenerierte Träger durch den oberen Indium-Zinn-Oxid-(ITO-)Kontakt zu Mg:GaN und den unteren Si-n-Kontakt gesammelt werden. Basierend auf diesem Strukturmodell und unter Berücksichtigung der Schottky-Barriere, die durch den ITO-Kontakt eingeführt wird, wird die J-V-Kurvensimulation in Abb. 5b gezeigt. Die simulierte J-V-Kurve deutet an, dass die S-Form durch das nicht-ohmsche Verhalten des p-Kontakts verursacht wird. Dies ist ein möglicher Grund für die in Abb. 3c und d für Mg:GaN/u-InGaN/Si:GaN (Proben B und C) vorhandene S-Form. Daher werden die Stromdichten bei negativer Vorspannung (Jnegative bias (−0,5 V)), wo die S-Form abgeflacht ist, in Tabelle S2 notiert. Jnegative bias kann ein Prüfpunkt für weitere Optimierung und ein Zielwert sein.

Die EQE-Messungsergebnisse ohne Lichtvorspannung (zusätzliches unmoduliertes Licht) sind in Abb. 6a dargestellt, die die EQEs von Si:GaN/n:Si (Probe A), Mg:GaN/u-In₀.₀₈Ga₀.₉₂N/Si:GaN (Probe B) und Mg:GaN/u-In₀.₁₁Ga₀.₈₉N/Si:GaN (Probe C) vergleichen. Probe C hat höhere In-Konzentration, was für die höheren Werte bei kurzer Wellenlänge aufgrund der Absorption in der InGaN-Schicht verantwortlich sein könnte. Die maximalen EQEs in Proben A, B und C betragen 32 %, 55 % bzw. 63 %. Im Vergleich zu den Reflexionsspektren des Si-Wafers, Proben A, B und C in Abb. 6b, sind die Oszillationen der EQEs und Reflexionsspektren auf Interferenzen aus verschiedenen Schichten zurückzuführen. Der nackte Si-Wafer hat die höchste Reflexion aufgrund seiner flachen Oberfläche. Proben A, B und C haben geringere Reflexion, da Nanoröhrenstrukturen einen Lichteinfang-Effekt haben. Probe C weist die höchste EQE bei langer Wellenlänge und die geringste Reflexion aufgrund des höchsten Lichteinfang-Effekts auf. Dieses Ergebnis kann den höheren in Probe C erzeugten Photostrom erklären. Die Photolumineszenz-(PL-)Spektren bei Raumtemperatur (RT, 300 K) von Probe B und Probe C sind in Abb. 6c dargestellt. Der höchste Peak bei 3,40 eV ist die GaN-Nahbandkanten-(NBE-)Emission. Die Peaks bei 3,09 eV und 3,03 eV stammen von In₀.₀₈Ga₀.₉₂N- bzw. In₀.₁₁Ga₀.₈₉N-NBE-Emission. Die Ergebnisse ähneln den Werten aus der Bowing-Gleichungsberechnung von 3,1 eV und 3,0 eV bei RT [4]. Es zeigt auch die gleichen starken Fabry-Perot-Oszillationen (mit Sternchen markiert) wie die EQEs und Reflexionsspektren, die glatte Grenzflächen zwischen jeder Schicht/Oberfläche darstellen.

Fazit

Hochwertige Mg:GaN/InGaN/Si:GaN- und Si:GaN-Nanoröhren, die auf n-Si durch plasma-unterstützte Molekularstrahlepitaxie gewachsen sind, wurden erfolgreich demonstriert. Photovoltaische Messungen zeigen einen PCEeff von 1,27 % und einen PCEtot von 0,98 % unter 1 Sonne, AM 1.5G-Beleuchtung für Mg:GaN/u-In₀.₁₁Ga₀.₈₉N/Si:GaN, das eine höhere In-Konzentration und einen höheren Lichteinfang-Effekt aufweist, der einen hohen Photostrom induziert. Obwohl Si:GaN-Nanoröhren auf n-Si-Gerät möglicherweise keinen prominenten p-n-Übergang-Einbau-Feld haben, hilft das Design einer geeigneten Heteroübergangsstruktur, die Phototräger zu den oberen und unteren Kontakten zu treiben und die Zellenleistung zu verbessern.