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Crecimiento in situ de nanocristales de sulfuro metálico en películas de éster metílico de poli (3-hexiltiofeno):[6,6] -fenilo C61-butírico para Células solares híbridas invertidas con fotocorriente mejorada

Resumen

Se ha informado que el rendimiento de las células solares orgánicas de heterounión en masa se puede mejorar mediante la incorporación de nano-heteroestructuras de metales, semiconductores y materiales dieléctricos en la capa activa. En este manuscrito, CdS o Sb 2 S 3 Los nanocristales se generaron in situ dentro del poli (3-hexiltiofeno):ácido [6,6] -fenil C61-butírico (P3HT:PC 61 BM) mezclando aleatoriamente P3HT y PC 61 BM en presencia de un precursor de xantato de cadmio o antimonio. Células solares híbridas (HSC) con las configuraciones de sustrato de óxido de indio dopado con estaño (ITO) / capa de interfaz CdS / P3HT:PC 61 BM:x% en peso de CdS / MoO 3 / Capa de interfaz Ag y ITO / CdS / P3HT:PC 61 BM:x% en peso Sb 2 S 3 / MoO 3 / Ag fueron fabricados. Capas activas híbridas (P3HT:PC 61 BM:x% en peso de CdS o P3HT:PC 61 BM:x% en peso Sb 2 S 3 ) se formaron completamente recociendo térmicamente la película, lo que resultó en la descomposición del precursor de xantato de cadmio o antimonio en CdS o Sb 2 S 3 nanocristales, respectivamente. Los efectos de x% en peso de CdS (o Sb 2 S 3 ) se estudiaron nanocristales sobre el rendimiento de las HSC. A partir de la absorción de UV-Vis, la movilidad de los agujeros y las caracterizaciones morfológicas de la superficie, se ha demostrado que la incorporación de 3% en peso de CdS (o Sb 2 S 3 ) nanocristales en la capa activa de P3HT:PC 61 Las células solares basadas en BM mejoraron la absorción óptica, la movilidad del agujero y la rugosidad de la superficie en comparación con P3HT:PC 61 Células solares basadas en BM, lo que resulta en una mejora de la eficiencia de conversión de energía (PCE) de los dispositivos.

Antecedentes

Los dispositivos fotovoltaicos basados ​​en semiconductores orgánicos se complementan con varias características ventajosas, como peso ligero, bajo coste, facilidad de fabricación a gran escala rollo a rollo basada en soluciones y compatibilidad con materiales flexibles [1, 2]. Además, los semiconductores inorgánicos son ideales para células solares altamente eficientes por su movilidad de carga superior, estabilidad química, así como la absorción de luz mejorada (potencial para sintonizar su banda prohibida óptica en la región del infrarrojo cercano) [3, 4]. Por lo tanto, las células solares híbridas (HSC), compuestas tanto de semiconductores orgánicos como de semiconductores inorgánicos, han recibido una atención considerable principalmente debido a la promesa de integrar las cualidades atractivas de ambas clases de materiales [5,6,7]. Un HSC típico se basa en el concepto de heterounión masiva en el que una mezcla de materiales orgánicos y una capa activa de nanopartículas inorgánicas intercalan entre dos electrodos recolectores de carga [5, 6, 7]. Hasta la fecha, una amplia gama de materiales orgánicos, como polímeros conjugados con banda prohibida baja [7], junto con muchos materiales inorgánicos, incluidos nanomateriales metálicos (Ag, Au) [8, 9], silicio [10, 11], óxido metálico nanopartículas (ZnO, TiO 2 ) [12,13,14], nanopartículas de dióxido de silicio (SiO 2 ) [15], compuestos de cadmio (CdS, CdSe, CdTe) [16,17,18], nanopartículas de banda prohibida baja (PbS, PbSe, Sb 2 S 3 , Cu 2 S, SnS 2 , CuInS 2 , FeS 2 ) [19,20,21,22,23,24,25], etc., se han aplicado como capa activa en las HSC.

El rendimiento de las HSC depende fundamentalmente de la capacidad de controlar los materiales y la estructura de la interfaz a una escala de longitud nanométrica [26]. El método convencional para preparar la capa activa compuesta orgánica e inorgánica es mezclar directamente un polímero orgánico dado con el nanocristal inorgánico protegido con ligando tal como se preparó utilizando un codisolvente [16,17,18,19,20,21,22,23, 24,25]. Aunque la incorporación de los ligandos de superficie en el compuesto orgánico / inorgánico puede mejorar la distribución de nanocristales en un polímero conjugado, los ligandos de cadena larga formarían una interfaz aislante entre la matriz del polímero y los nanocristales. Como resultado, la interfaz aislante inhibirá la transferencia de carga entre el polímero y los nanocristales, y el codisolvente afectará negativamente la orientación de la cadena del polímero, así como la solubilidad de los nanocristales inorgánicos, afectando así las eficiencias de conversión de energía (PCE) de los dispositivos [ 5, 27]. Estos inconvenientes pueden evitarse en gran medida mediante varias estrategias alternativas, incluido el intercambio de ligandos [27, 28], el uso de tioles, poli y oligotiofenos y tensioactivos de copolímeros funcionalizados con amina [29,30,31], empleando ligandos térmicamente escindibles [ 32] y la síntesis de nanocristales en solución de polímero conductor [33]. Otra estrategia alternativa es la generación in situ del semiconductor inorgánico dentro del material orgánico sin tensioactivos ni ligandos [26, 34, 35]. En el proceso, se deposita una solución de polímero que contiene un precursor organometálico bien soluble de las nanopartículas inorgánicas. Debido a que el precursor organometálico es fácilmente soluble en medios orgánicos, se puede moldear en una película delgada junto con el polímero de la solución. Tras la descomposición térmica de la película, el precursor organometálico se convierte en material inorgánico con la capa de polímero, lo que garantiza una mezcla íntima y un transporte de carga fotoinducido concomitantemente eficiente. De esta manera, las capas activas híbridas se pueden formar bajo la condición de que no haya ligandos superficiales ni codisolvente. El grupo de Haque ha informado de un método general basado en la descomposición térmica controlada in situ de un precursor de xantato metálico de una sola fuente dentro de una película de polímero [26, 36,37,38,39,40]. Dispositivos fotovoltaicos basados ​​en capas híbridas de este tipo con la configuración de sustrato de óxido de indio dopado con estaño (ITO) / TiO 2 / Capa de interfaz CdS / P3HT:CdS / poli (3,4-etilendioxitiofeno) dopado con ácido poliestireno sulfónico (PEDOT:PSS) / Ag e ITO / TiO 2 / Capa de interfaz CdS / P3HT:Sb 2 S 3 / PEDOT:Se demostró que PSS / Ag exhiben PCE de 2.17 y 1.29%, respectivamente [36, 38].

En este artículo, para las consideraciones de uso de los efectos sinérgicos entre P3HT:PC 61 Células solares basadas en BM y nanocristales de sulfuro metálico (CdS y Sb 2 S 3 ) como material dopado para ofrecer una movilidad de carga superior y mejorar la absorción de la luz, informamos los HSC con la configuración de la capa de interfaz ITO / CdS / P3HT:PC 61 BM:x% en peso de CdS / MoO 3 / Capa de interfaz Ag y ITO / CdS / P3HT:PC 61 BM:x% en peso Sb 2 S 3 / MoO 3 / Ag. Aquí, ITO y Ag se hicieron como cátodo y ánodo superior, mientras que la capa de interfaz CdS y MoO 3 se utilizaron para las capas transportadoras de electrones y huecos, respectivamente. CdS o Sb 2 S 3 Los nanocristales se generaron in situ dentro del P3HT:PC 61 Sistema BM mezclando aleatoriamente P3HT y PC 61 BM en presencia o ausencia de precursor de xantato de cadmio o antimonio. Capas activas híbridas (P3HT:PC 61 BM:x% en peso de CdS o P3HT:PC 61 BM:x% en peso Sb 2 S 3 ) se formaron completamente recociendo térmicamente la película, lo que resultó en la descomposición del precursor de xantato de cadmio o antimonio en CdS o Sb 2 S 3 nanocristales, respectivamente. Los efectos de x% en peso de CdS (o Sb 2 S 3 ) nanocristales sobre el rendimiento de P3HT:PC 61 Se estudiaron las HSC basadas en BM. Y los PCE más altos de 2,91 y 2,92% se obtuvieron para las HSC con 3% en peso de nanocristales de CdS y 3% en peso de Sb 2 S 3 nanocristales, respectivamente. Se han llevado a cabo la absorción de UV-Vis, la movilidad de los agujeros y las caracterizaciones morfológicas de la superficie de las capas activas para comprender las posibles razones de la mejora del rendimiento del dispositivo.

Métodos / Experimental

Fabricación y caracterización de HSC

Los HSC orgánicos / inorgánicos, con configuración de dispositivo de capa de interfaz ITO / CdS / P3HT:PC 61 BM:x% en peso de CdS o Sb 2 S 3 / MoO 3 / Ag se fabricaron de la siguiente manera:en primer lugar, el precursor de xantato de cadmio (Di (ethylxanthato- κ 2 S , S ′) Bis (piridina-κ N ) cadmio (II), Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 , Et =etilo) y precursor de xantato de antimonio (Tri (etilxantato- κ 2 S , S ′) Antimonio (III), Sb (S 2 COEt) 3 ) se prepararon respectivamente siguiendo el procedimiento previamente publicado [26, 38, 39]. En segundo lugar, un vidrio revestido con ITO estampado con una resistencia de hoja de 10 ~ 15 Ω cuadrados −1 se limpió en agua desionizada, acetona e isopropanol a su vez. Después de eso, la capa de interfaz CdS (10 nm) se depositó como capa transportadora de electrones siguiendo el trabajo publicado anteriormente [41], a partir de una solución de clorobenceno de 100 mg / ml de Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 por centrifugado a 6000 rpm durante 40 s seguido de recocido a 160 ° C durante 15 min en una caja de guantes de nitrógeno. La capa activa se depositó encima de la capa de interfaz CdS. El prístino P3HT:PC 61 BM a una solución de relación en peso 1:1 en clorobenceno con la concentración de 17 mg mL −1 de P3HT. Para formar la solución híbrida, el precursor de xantato de cadmio (Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 ) o precursor de xantato de antimonio (Sb (S 2 COEt) 3 ) se agregaron a la solución prístina (x% en peso de CdS o Sb 2 S 3 con respecto al peso de P3HT). La capa activa se fundió por centrifugación a partir de estas soluciones de mezcla a 600 rpm durante 40 s seguido de recocido en una placa caliente a 160 ° C durante 30 min en una caja de guantes. En un experimento de control, P3HT:PC 61 Capa de solo BM (en una solución de relación en peso de 1:1 en clorobenceno con la concentración de 17 mg mL −1 de P3HT) sin Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 o Sb (S 2 COEt) 3 también se revistió por centrifugación y se recoció en las mismas condiciones experimentales. Luego, las muestras se transfirieron a una cámara de alto vacío (al vacío de 3 × 10 −5 Pa) para completar las HSC, donde un MoO 3 de 8 nm de espesor La capa colectora de agujeros y un ánodo de Ag de 100 nm de espesor se evaporaron térmicamente a través de máscaras de sombra. El espesor del cátodo evaporado se controló mediante un monitor de espesor / relación de cristal de cuarzo (SI-TM206, Shenyang Science Co.). Además, cada dispositivo tenía un área activa de 0,10 cm 2 . Todos los procesos de fabricación se llevaron a cabo dentro de una atmósfera controlada en una caja seca de nitrógeno (Etelux Co.) que contiene menos de 1 ppm de oxígeno y humedad.

Caracterización de dispositivos y películas delgadas

Los datos de difracción de rayos X (XRD) se midieron en un difractómetro de rayos X PAN alytical X’Pert Pro equipado con radiación Cu Kα monocromatizada con grafito (λ =1,541874 Å). El voltaje de aceleración se fijó en 40 kV con un flujo de 40 mA en el rango de 2θ de 10 a 70 ° .Las mediciones del análisis termogravimétrico (TGA) del complejo precursor de xantato metálico se realizaron en un sistema de análisis térmico (pyris diamond 6300, PerkinElmer) bajo calefacción velocidad de 10 ° C min −1 y un caudal de nitrógeno de 20 ml min −1 . Las medidas de absorción de UV-Vis de las muestras se registraron a temperatura ambiente con un espectrofotómetro U-3900H (Shanghai Tianmei). Los PCE de las HSC resultantes se midieron bajo 1 sol, condición AM 1.5G (masa de aire 1.5 global) usando un simulador solar (XES-70S1, San-EI Electric Co.) (100 mW cm -2 ). Las características de densidad de corriente-voltaje (J-V) se registraron con una unidad de medición de fuente Keithley 2410 en la caja seca de nitrógeno (Etelux Co.). Las respuestas espectrales de los dispositivos se midieron con una configuración comercial de EQE / fotón incidente a eficiencia de conversión de corriente (IPCE) (7-SCSpecIII, Beijing 7-star Optical Instruments Co., Ltd.). Se utilizó un detector de silicio calibrado para determinar la fotosensibilidad absoluta. Se obtuvieron imágenes de microscopía de fuerza atómica (AFM) en modo de toque utilizando un sistema MFP-3D-SA (Asylum Research).

Resultados y discusión

Estabilidades térmicas de Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 y Sb (S 2 COEt) 3 fueron investigados por TGA en primer lugar, como se muestra en la Fig. 1. Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 comienza a descomponerse a aproximadamente 50 ° C y se completa a 150 ° C, la masa residual final (aproximadamente 25,0%) es cercana a la del CdS (28,1%), lo que también se demostró en el trabajo anterior [41]. Sb (S 2 COEt) 3 comienza a descomponerse a aproximadamente 120 ° C y se completa a 160 ° C, y el peso restante (35,8%) corresponde a Sb 2 S 3 (35,0%), lo que concuerda con el trabajo anterior [42].

Gráficos TGA de Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 y Sb (S 2 COEt) 3

Se revistieron por centrifugación películas delgadas con una solución de clorobenceno de Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 o Sb (S 2 COEt) 3 en primer lugar, luego se recocieron a 160 ° C durante 30 min. Como resultado, se obtuvieron películas delgadas de color amarillo o naranja, respectivamente. Para caracterizar las propiedades estructurales de las películas delgadas, se realizaron estudios XRD de las películas recocidas. Los patrones de XRD del producto se muestran en la Fig. 2. De acuerdo con los patrones de referencia para CdS hexagonal (PDF 41-1049) y CdS cúbico (PDF 01-080–0019), es evidente que los picos de difracción en la Fig. 2a se puede indexar a una mezcla de estructura cristalina hexagonal y cúbica, que se muestran sobre los picos (h y c indican la fase hexagonal y cúbica, respectivamente), como se describe en el artículo anterior [37]. Los picos de difracción en la Fig. 2b se pueden indexar completamente a la fase ortorrómbica de Sb 2 S 3 (constantes de celda a =11,23 Å, b =11,31 Å, c =3,841 Å; Archivo de tarjeta JCPDS 42-1393) [43, 44], que concuerda bien con los resultados de TG de la figura 1.

Patrones XRD de las películas delgadas obtenidas por descomposición térmica de a (Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 ) y b Sb (S 2 COEt) 3 , respectivamente

Las morfologías superficiales de CdS y Sb 2 S 3 También se han aprovechado las películas delgadas. Archivo adicional 1:La Figura S1 presenta la evolución de la morfología de ITO antes (Archivo adicional 1:Figura S1a) y después de la descomposición térmica (160 ° C, 15 min) de la solución de clorobenceno de Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 (Archivo adicional 1:Figura S1b) y Sb (S 2 COEt) 3 (Archivo adicional 1:Figura S1c). Como se describe en nuestro trabajo anterior [41], se puede ver que la superficie del ITO desnudo muestra una reunión densamente compacta de cristales finos con un tamaño de grano de aproximadamente 10 nm. Después de la descomposición térmica de la solución de clorobenceno de precursor de xantato de cadmio o antimonio, es evidente que la película de nanocristales de CdS (aproximadamente 60 ~ 100 nm) o Sb 2 S 3 Se forma una película de nanocristales (grupos de 100 ~ 200 nm de tamaño) sobre sustrato ITO.

Para estudiar el efecto de CdS (o Sb 2 S 3 ) nanocristales sobre el rendimiento de P3HT:PC 61 HSC basados ​​en BM, los dispositivos se han fabricado utilizando la estructura ITO / CdS interface layer / P3HT:PC 61 BM:x% en peso de CdS (o Sb 2 S 3 ) / MoO 3 / Ag como se muestra en la Fig. 3a. CdS o Sb 2 S 3 Los nanocristales se generaron in situ dentro del P3HT:PC 61 Sistema BM mezclando aleatoriamente P3HT y PC 61 BM en presencia o ausencia de precursor de xantato de cadmio o antimonio. Capas activas híbridas (P3HT:PC 61 BM:x% en peso de CdS o P3HT:PC 61 BM:x% en peso Sb 2 S 3 ) se formaron completamente recociendo térmicamente la película, lo que provocó que el precursor de xantato de cadmio o antimonio se descompusiera en CdS o Sb 2 S 3 nanocristales, respectivamente (imágenes SEM de P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 Las películas sobre sustratos de ITO se mostraron en el archivo adicional 1:Figura S2). En nuestro experimento se eligieron una temperatura de recocido de 160 ° C y un tiempo de recocido de 30 min con el fin de hacer que el precursor de xantato de cadmio o antimonio se descomponga por completo (consulte los gráficos TGA de Cd (S 2 COEt) 2 (C 5 H 4 N) 2 y Sb (S 2 COEt) 3 en la figura 1).

un Diagrama esquemático de las HSC. b Curvas J – V de las HSC basadas en P3HT:PC 61 BM:CdS con diferente% en peso de nanocristales de CdS. c Curvas J – V de las HSC basadas en P3HT:PC 61 BM:Sb 2 S 3 con diferente% en peso de Sb 2 S 3 nanocristales. d Diagrama de bandas de energía de los materiales utilizados en la capa activa en las HSC

Características J – V de las HSC con diferentes% en peso de CdS (o Sb 2 S 3 ) los nanocristales incorporados en las capas orgánicas se muestran en la Fig. 3b (o Fig. 3c), y los parámetros fotovoltaicos, incluida la corriente de cortocircuito ( J sc ), voltaje de circuito abierto ( V oc ), factor de llenado (FF), la resistencia en serie ( R S ) y PCE, se enumeran en la Tabla 1. Todos los datos proporcionados son los valores promedio calculados a partir de más de 20 dispositivos. El dispositivo sin CdS (o Sb 2 S 3 ) nanocristales (capa de interfaz ITO / CdS / P3HT:PC 61 BM:/ MoO 3 / Ag) mostró una J sc de 7,77 mAcm −2 , a V oc de 0,58 V, un FF de 0,52 y un PCE de 2,34%. Con adición de CdS o Sb 2 S 3 nanocristales, se observó que V oc , que está limitado por la diferencia de energía entre el nivel más alto de orbital molecular ocupado (HOMO) del donante de polímero y el nivel más bajo de orbital molecular desocupado (LUMO) del aceptor en las células solares de polímero [45, 46], permanece alrededor de 0.58–0.59 V en todas las HSC. Esto se puede entender por el hecho de que PC 61 BM actúa como aceptor y CdS o Sb 2 S 3 podría estar actuando como una cascada de electrones (el diagrama de bandas de energía de los materiales utilizados en la capa activa en las HSC se muestra en la Fig. 3d), como se mencionó en el trabajo anterior [47]. Para las HSC con adición de CdS, J sc primero aumenta de 7,77 a 8,72 mA cm −2 con el aumento de CdS de 0 a 3% en peso, y luego disminuye a 8.23 ​​mA cm −2 cuando la masa de CdS aumenta de 3 a 7% en peso. Simultáneamente, R S se reduce obviamente de 22,15 Ω cm 2 (0% en peso de CdS) a 16.70 Ω cm 2 (3% en peso de CdS), contribuyendo a un aumento notable de FF de 0,52 a 0,56. Como resultado, el HSC con nanocristales de CdS al 3% en peso produce el mejor rendimiento del dispositivo, proporcionando un PCE de 2,91%. Cabe mencionar aquí que este valor es muy superior al mejor PCE del 0,95% que ha obtenido el grupo de Chand en los HSC (ITO / PEDOT:PSS / P3HT:PC 61 BM:CdS / Al) utilizando nanocristales de CdS fabricados por química en solución como uno de los componentes de la capa activa [48]. Las reglas de cambio de J sc y FF en las HSC con la adición de Sb 2 S 3 fueron similares a las de las HSC con la adición de CdS, excepto por el aumento más obvio de J sc (de 7,77 a 9,15 mA cm −2 ) con el aumento de Sb 2 S 3 de 0 a 3% en peso. Casualmente, el dispositivo con 3% en peso de Sb 2 S 3 Los nanocristales también proporcionan el PCE más alto de 2,92% con J sc de 9,15 mAcm −2 , V oc de 0,58 V, FF de 0,54.

Otro parámetro útil para determinar el PCE de las HSC es el IPCE, que alcanza el 100% cuando todos los fotones incidentes generan pares de huecos de electrones. Sin embargo, en situaciones prácticas, debido a las pérdidas causadas por el reflejo de los fotones incidentes, la absorción imperfecta de fotones por el semiconductor y la recombinación de los portadores de carga dentro del semiconductor, el IPCE suele ser inferior al 100% [8]. Espectros IPCE para los dispositivos fotovoltaicos basados ​​en P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 se muestran en la Fig. 4a a modo de comparación. Aunque todos los espectros de IPCE tienen una forma similar, el valor de IPCE para los HSC que contienen P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS (o P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 ) es mayor que la del P3HT:PC 61 BM en todas las longitudes de onda (300–650 nm). Por ejemplo, el dispositivo fotovoltaico de P3HT:PC 61 Se encontró que BM tenía un IPCE máximo cercano al 55% a 540 nm y los IPCE de los HSC con P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 son 60 y 65% ​​en la misma longitud de onda, respectivamente.

un Curvas IPCE de las HSC basadas en P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 . b Espectros de absorbancia UV-Vis de las películas de P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3

Para comprender las razones probables de la mejora en el rendimiento del dispositivo mediante la adición de CdS o Sb 2 S 3 nanocristales, estudios de absorción UV-Vis se han llevado a cabo en primer lugar en las películas de P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 con el mismo grosor. Los espectros de absorción UV-Visible en la Fig. 4b muestran que la absorción de la adición de películas de CdS o Sb 2 S 3 nanocristales en P3HT:PC 61 BM eran casi similares a los de P3HT:PC 61 BM, mientras que la absorción de P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS fue ligeramente más alto que el de P3HT:PC 61 BM. Además, la absorción de P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 era obviamente más alto que el de P3HT:PC 61 BM. Es decir, la incrustación de 3% en peso de CdS o Sb 2 S 3 en P3HT:PC 61 La matriz BM mejoró adecuadamente la absorción óptica en comparación con P3HT:PC 61 BM, mejorando así el J SC de los dispositivos.

Después de eso, las movilidades de los dispositivos basados ​​en P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 se determinaron aplicando el modelo de corriente limitada de carga espacial (SCLC) [49]. La figura 5 muestra J 1/2 –Curvas V de los dispositivos de solo orificios (ITO / PEDOT:PSS / P3HT:PC 61 BM (o P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS o P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 ) / MoO 3 / Ag). Se encontró que las movilidades aparentes del agujero calculadas a partir del modelo SCLC eran 4.09 × 10 −5 cm 2 V −1 s −1 , 1,53 × 10 −4 cm 2 V −1 s −1 y 1,69 × 10 −4 cm 2 V −1 s −1 para los dispositivos con P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 como capa activa, respectivamente. Obviamente, la movilidad del pozo aumenta cuando el 3% en peso de CdS o Sb 2 S 3 incrustado en P3HT:PC 61 Matriz de BM. Los estudios han demostrado que en P3HT:PC 61 BM, la movilidad de los electrones es mayor que la movilidad de los huecos y este desequilibrio de portadores es perjudicial para el rendimiento fotovoltaico [9, 50]. El aumento en la movilidad del agujero del dispositivo basado en P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS o P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 permite un transporte de carga más equilibrado en la capa activa, mejorando así el J SC y FF, mejorando además el PCE del dispositivo, como se menciona en el trabajo anterior [9].

J 1/2 –Curvas V de los dispositivos con solo orificios para los dispositivos con P3HT:PC 61 BM, P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 como capa activa, respectivamente

Las micromorfologías de las capas activas se investigaron más a fondo con AFM en modo de tapping para revelar los efectos de la adición de CdS o Sb 2 S 3 . Las imágenes de altura de un P3HT impecable:PC 61 Película BM y dos películas ternarias con 3% en peso de CdS y 3% en peso de Sb 2 S 3 se muestran en la Fig. 6. La morfología de la superficie del P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 La capa muestra un aumento obvio en la rugosidad de la superficie con la rugosidad cuadrática media de la raíz aumentando de 2,82 a 8,89 nm y 7,13 nm, respectivamente. La mayor rugosidad observada para el P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 película podría ser consecuencia de la presencia de CdS y Sb 2 S 3 nanocristales en el P3HT:PC 61 Capa activa de BM. El CdS o Sb 2 S 3 Se cree que los nanocristales sirven como medio para mejorar la interpenetración de moléculas P3HT y PC 61 BM en la película compuesta, lo que conduce a una disociación superior del excitón. Como resultado de esta disociación superior del excitón, el J SC de los HSC basados ​​en P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 se incrementaron [51]. Por otro lado, la incorporación de CdS o Sb 2 S 3 nanocristales en P3HT:PC 61 BM aumenta la rugosidad de la superficie de la película, por lo tanto aumenta el área de contacto interfacial entre la capa activa (P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS o P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 ) y la capa de transporte de agujeros (MoO 3 ). De esta manera, apareció una colección de agujeros más eficiente en el ánodo, lo que podría resultar en la mejora de J SC y FF de los dispositivos [52].

Imágenes de altura AFM de a P3HT:PC 61 BM, b P3HT:PC 61 BM:3% en peso de CdS y c P3HT:PC 61 BM:3% en peso de Sb 2 S 3 películas sobre sustratos ITO

Conclusiones

En conclusión, como material dopado para ofrecer una movilidad de carga superior y mejorar la absorción de la luz, CdS o Sb 2 S 3 Los nanocristales se generaron in situ dentro del P3HT:PC 61 Sistema BM mezclando aleatoriamente P3HT y PC 61 BM en presencia de un precursor de xantato de cadmio o antimonio. La estabilidad térmica del precursor de xantato de cadmio o antimonio y la estructura del CdS o Sb 2 S 3 se caracterizaron las películas. Los HSC con la configuración de la capa de interfaz ITO / CdS / P3HT:PC 61 BM:x% en peso de CdS / MoO 3 / Capa de interfaz Ag y ITO / CdS / P3HT:PC 61 BM:x% en peso Sb 2 S 3 / MoO 3 / Ag fueron fabricados. Los efectos de x% en peso de CdS (o Sb 2 S 3 ) nanocristales sobre el rendimiento de P3HT:PC 61 Se estudiaron las HSC basadas en BM. Se ha comprobado que la incorporación de CdS (o Sb 2 S 3 ) nanocristales en la capa activa de P3HT:PC 61 Las células solares basadas en BM ayudan a mejorar los PCE. Y los PCE más altos de 2,91 y 2,92% se obtuvieron para las HSC con 3% en peso de nanocristales de CdS y 3% en peso de Sb 2 S 3 nanocristales, respectivamente. A partir de la absorción de UV-Vis, la movilidad de los agujeros y las caracterizaciones morfológicas de la superficie, nuestros estudios han sugerido que 3% en peso de CdS o Sb 2 S 3 incrustado en P3HT:PC 61 La matriz BM mejoró la absorción óptica, la movilidad del agujero y la rugosidad de la superficie en comparación con P3HT:PC 61 BM, resultando así en los PCE mejorados de los dispositivos. El método de generación in situ de nanocristales semiconductores inorgánicos dentro de los materiales orgánicos se puede aplicar para diseñar HSC de alta eficiencia.


Nanomateriales

  • Metal
  • Resina
  • fibra
  • Material compuesto
  • Nanomateriales
  • Materiales poliméricos
  • Biologicos
  • Teñir
  • Especias

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