Densidad de corriente de cortocircuito alta inducida por atrapamiento de luz en células solares de heterounión de nanopartículas de nitruro III / Si (111)

Resumen

Se ha obtenido una eficiencia fotovoltaica de área efectiva de 1.27% en la conversión de energía, excluyendo el área de contacto del metal de la red y en condiciones de 1 sol, AM 1.5G, para las matrices de diodos p-GaN / i-InGaN / n-GaN que crecen epitaxialmente en (111) -Si. La densidad de corriente de cortocircuito es 14,96 mA / cm ² y el voltaje de circuito abierto es 0.28 V.La captura de luz mejorada adquirida a través de múltiples reflexiones dentro de las estructuras de la matriz de nanobarras de nitruro III libres de deformaciones y defectos y las respuestas de longitud de onda corta impulsadas por los constituyentes de nitruro III de banda ancha se cree que contribuyen a la mejoras observadas en el rendimiento del dispositivo.

Introducción

El desarrollo de la energía verde se ha vuelto cada vez más esencial y las industrias de diodos emisores de luz (LED) y de células solares se han desarrollado a un ritmo acelerado debido a una crisis energética cada vez mayor. Durante las últimas décadas, los semiconductores de nitruro III se han aplicado con éxito a los dispositivos LED [1, 2, 3], lo que ha generado importantes beneficios comerciales. En la actualidad, muchos científicos buscan explotar el potencial de investigación de los nitruros III para aplicaciones fotovoltaicas [4, 5]. Los materiales de nitruro de los Grupos III-V tienen muchas ventajas para los sistemas fotovoltaicos, como una banda prohibida directa con un gran coeficiente de absorción [4, 6], una amplia banda prohibida que cubre la mayor parte del espectro solar mediante ingeniería de bandas [4, 6, 7], alta movilidad del portador [7] y resistencia superior a la radiación [8]. Sobre la base de estas magníficas propiedades, se simulan varios diseños de estructuras de dispositivos, como las células en tándem de InGaN / Si [9,10,11,12,13,14], las células solares portadoras calientes [15], las células solares basadas en Schottky [16, 17,18], células solares de uniones únicas [19,20,21,22,23,24] y múltiples [25, 26], así como efectos de polarización en el rendimiento de las células solares [9, 23, 27]. Las simulaciones han predicho que las células en tándem heteroestructurales de InGaN / Si podrían tener eficiencias tan altas como 21-36% [10, 11, 13] basándose en diferentes modelos de simulación. Se propone que la eficiencia de conversión de energía (PCE) de la célula solar en tándem homoestructurales de InGaN con cuatro composiciones de In diferentes sea del 51% bajo irradiancia de 1 sol y del 58% bajo condiciones de concentración de 250 sol [26]. Sin embargo, los problemas de las impurezas y la recombinación no radiativa se vuelven cada vez más importantes en condiciones de crecimiento de película delgada de InGaN a baja temperatura [28, 29, 30]. Las importantes fallas de apilamiento y las densidades de dislocación debidas al desajuste de la red conducen a la disminución de la longitud de difusión del portador y a la limitación del PCE de las células solares [31,32,33,34]. Por lo tanto, quedan numerosos desafíos para la realización de las capacidades potenciales de los dispositivos fotovoltaicos de nitruro III de alta eficiencia.

En la última década, muchos temas de investigación relevantes como métodos de crecimiento de cristales de InGaN con alto contenido de InGaN en sustratos independientes de GaN [34], dopaje de InGaN de tipo p [35], diseños de pozos cuánticos [36,37,38,39,40], electrodos Se han estudiado diseños [41,42,43,44], concentradores fotovoltaicos [37, 41, 45], células solares de banda intermedia [46] y estructuras de reflexión reducida [47,48,49]. Además, las células solares basadas en nitruros apolares se investigaron sobre el efecto de polarización [50, 51]. Dahal y col. demostraron una operación de células solares de pozos cuánticos múltiples en InGaN superior al 30% a longitudes de onda más largas (> 420 nm) [38] e ilustraron una eficiencia del 3,03% bajo una mayor intensidad de iluminación hasta 30 soles [37]. Mori y col. investigó las células solares concentradoras basadas en nitruro [45] y abordó el PCE más alto del 4% operado a una alta intensidad de luz de hasta 300 soles [41]. Aunque varios grupos de investigación proporcionaron diferentes diseños estructurales u ópticos y mejoraron las técnicas de crecimiento, el PCE de las células solares de nitruro III no avanzó mucho. Por otro lado, Reichertz et al. demostraron que las células solares en tándem son factibles mediante el crecimiento epitaxial de GaN de la unión p-n en el sustrato de Si de la unión p-n [14]. Sus resultados indicaron que el sustrato de Si contribuyó a la eficiencia de longitud de onda larga, mientras que el nitruro contribuyó a la eficiencia de longitud de onda corta. Los sustratos de silicio proporcionan no solo una solución de bajo costo, sino también una mejora del PCE y una buena conductividad térmica [52].

Por lo general, para el crecimiento de las células solares, las capas de película continua se cultivan una encima de la otra y esto da como resultado una alta densidad de dislocación. Sin embargo, cuando los nitruros III se cultivan en nanoestructuras, el área del fondo en contacto con el sustrato es pequeña, por lo que las dislocaciones de los hilos se reducen y la tensión también puede ser mínima. Tessarek y col. informó que las dislocaciones de las nanovarillas de GaN desaparecieron a medida que el diámetro bajaba a 200 nm [53]. Por lo tanto, como alternativa al crecimiento de película sobre sustratos de silicio, sería una opción preferida cultivar células solares de nanovarillas de nitruro III para reducir el costo, mejorar la calidad del cristal y mejorar la eficiencia de la célula. Además, el nanoalambre / nanoalambre tiene una gran capacidad para aplicaciones fotovoltaicas porque los electrones fotogenerados se pueden recolectar de manera más efectiva antes de que se recombinen con los agujeros debido a una ruta directa a los electrodos y las estructuras de nanobarras pueden mejorar la captura de luz para mejorar la absorción de fotones [54, 55]. Varios grupos han demostrado los fotodetectores [56, 57], nanoláseres [58, 59], nano-LED [60, 61] y aplicaciones fotoelectroquímicas de separación de agua [62] basadas en nanobarras de nitruro III [55]. No obstante, el demérito de las células solares de nanobarra es que los pares de agujeros de electrones fotogenerados se recombinan en abundantes centros de captura de portadores debido a defectos superficiales. Además, los procesos de fabricación de dispositivos de las células solares de nanovarillas son más complicados que los de los dispositivos de película delgada. Sin embargo, la superación de estos problemas mencionados anteriormente ha dado como resultado un aumento de casi tres veces en PCE como lo muestran Wallentin et al. donde la matriz de nanobarras InP tiene un PCE del 13,8% a partir de la optimización del diámetro de la nanovarilla y la longitud del segmento n superior [54, 63]. Krogstrup y col. indicó que la alta densidad de corriente de cortocircuito (J _sc ) se obtuvo en las estructuras de nanocables de GaAs de un solo núcleo y capa debido a más de un orden de magnitud de absorción de luz mejorada por la concentración de luz [64]. Wierer y col. [65], Cansizoglu et al. [66] y Nguyen et al. [31] demostraron diferentes tipos de células solares de matriz de nanobarras de nitruro sobre plantilla de GaN y sustrato de Si. La comparación de la investigación fotovoltaica reciente de nanocables / nanocables se enumera en Información complementaria:Tabla S1. Sin embargo, las contribuciones de conversión fotoeléctrica de diferentes dispositivos fotovoltaicos de conjuntos de nanobarras de InGaN en contenido en sustratos de Si (111) de bajo costo no se han discutido sistemáticamente hasta ahora.

En este estudio, se cultivaron conjuntos de nanobarras de nitruro de Mg:GaN / InGaN / Si:GaN III con una concentración de indio del 8% y el 11% en sustratos de Si (111) dopados con n mediante epitaxia de haz molecular asistida por plasma (PA-MBE, Veeco). EPI930). Las propiedades estructurales y el contenido de indio se estimaron mediante mediciones de difracción de rayos X de alta resolución (HR-XRD, Bede D1). La estructura fina de las nanovarillas se analizó mediante microscopía electrónica de transmisión de alta resolución (HR-TEM, FEI E.O Tecnai F20 G2). Las propiedades de densidad de corriente frente a voltaje (J-V) de las células solares de nitruro se discutieron bajo 1 sol, iluminación AM 1.5G (Newport 94023A). Se midió la eficiencia cuántica externa (EQE, Enli Technology Co., Ltd., QE-R3018) para estudiar la respuesta espectral. También se investigaron las alineaciones y simulaciones del diagrama de bandas para explicar el transporte de electrones y huecos.

Método experimental

Técnica de crecimiento

El crecimiento de nanobarras de Si:GaN y Mg:GaN / InGaN / Si:GaN se basa en la técnica de epitaxia de haz molecular asistida por plasma (PA-MBE). Todas las muestras se cultivaron mediante un sistema Veeco GEN930 PA-MBE equipado con una fuente de plasma de nitrógeno 6N (Veeco, UNI-Bulb). El sustrato de tipo n Si (111) con una resistividad de 0,001 a 0,005 Ω cm se limpió con acetona, isopropanol y agua desionizada en un baño ultrasónico durante 5 min en cada paso para eliminar la contaminación orgánica residual y luego se grabó en un 48–51% HF:H ₂ O =solución 1:5 durante 5 min para eliminar el óxido nativo. Después del proceso de limpieza / grabado químico, el sustrato de Si se secó con gas nitrógeno. El sustrato de Si se introdujo en la cámara tampón y luego se transfirió a la cámara de crecimiento mediante un brazo de transferencia acoplado magnéticamente. Antes del crecimiento de la nanovarilla, el sustrato se limpió térmicamente a 900 ° C durante 30 min para eliminar el óxido nativo residual y obtener una superficie de Si reconstruida 7 × 7 limpia y ordenada. Los átomos de nitrógeno activados se generaron mediante una pistola de plasma y su flujo y pureza se controlaron mediante un controlador de flujo másico de alta resolución (HORIBA STEC, SEC-7320 M) y un purificador de nitrógeno (Entegris, CE35KFI4R). Las fuentes de Ga, In, Si y Mg de alta pureza (6N o superior) fueron proporcionadas por células de efusión de fuente sólida. El metal del grupo III y N ₂ La presión equivalente del haz de plasma (BEP) se midió con un medidor de flujo de haz. Controlando las relaciones de flujo III / V a la condición rica en N, se pueden obtener nanobarras. En primer lugar, se cultivaron nanobarras de Si:GaN autoensambladas a 760 ° C durante 82 min. La desorción de InN es crítica a temperaturas elevadas porque el indio se evaporará de la superficie de la muestra. Para retener el indio en las nanovarillas, se utilizó la técnica de epitaxia modulada por metales (MME) [67, 68]. MME implica la apertura y el cierre periódicos de las contraventanas metálicas para modular los flujos metálicos, mientras que el N ₂ el obturador se mantiene abierto. Para ajustar la concentración de In, dos tiempos de ciclo diferentes de átomos de In y Ga incidieron en el sustrato alternativamente durante 20 s / 30 s (muestra B) y 30 s / 30 s (muestra C) con 50 períodos a 550 ° C. Finalmente, la capa de Mg:GaN se cultivó a 600 ° C. Las muestras se cultivaron por debajo de 9.25 × 10 ⁻⁶ torr nitrógeno activo BEP con potencia de plasma de 450 W, 2,42 × 10 ⁻⁸ torr en BEP y 1,93 × 10 ⁻⁸ torr Ga BEP. Además, las nanovarillas de Si:GaN de una sola capa (muestra A) también se prepararon como un grupo controlado en las mismas condiciones.

Fabricación de dispositivos

Después del crecimiento de la nanovarilla, el proceso de fabricación del dispositivo incluyó los siguientes pasos. (1) El área del dispositivo de 350 × 350 μm ² mesa se definió grabando hasta el Si tipo n con tetrafluorometano (CF ₄ ) basado en la técnica de grabado de iones reactivos (Advanced System Technology, Cirie-200) utilizando fotorresistente (Microchemicals GmbH, AZ1400) como máscara. (2) Se utilizó un baño ultrasónico con agua desionizada para limpiar las nanovarillas sueltas del dispositivo, excepto las del área de la mesa. (3) Sumerja la muestra en (NH ₄ ) ₂ S a 60 ° C durante 1 min para pasivar la superficie del nitruro para la supresión del óxido nativo y la reducción de la recombinación no radiativa [69,70,71,72,73]. (4) Se depositó una película delgada de óxido de indio y estaño (ITO) de 100 nm encima de las nanovarillas para que sirviera como contacto transparente óhmico Mg:GaN mediante pulverización catódica (tecnología de sistema avanzado, Psur-100HB) acompañado de fotolitografía (tecnología nano M&R). , AG350-6B) y técnicas de despegue. (5) Los contactos de metal de rejilla de múltiples capas Ti / Al / Ti / Au (20 nm / 300 nm / 20 nm / 50 nm) en la película ITO y en los sustratos de Si tipo n se fabricaron mediante evaporación de haz de electrones (Advanced System Technology , Peva-600E) mediante fotolitografía y técnicas de despegue. (6) Todos los contactos metálicos de la rejilla se recocieron mediante un sistema de recocido térmico rápido (Advanced System Technology, FA04) durante 30 s en nitrógeno a 800 ° C para obtener contactos óhmicos.

Preparación de la muestra TEM

Para estudiar más a fondo la estructura cristalina, se extrajeron nanovarillas individuales de las muestras B y C mediante sonicación en etanol. Después de 30 min de sonicación, se aplicaron unas gotas de la solución de etanol a una rejilla de cobre (Ted Pella) y se evaporó el etanol a temperatura ambiente. Antes de las mediciones, la muestra se horneó a 150 ° C para eliminar los disolventes orgánicos libres.

Resultados y discusión

Propiedades morfológicas y estructurales

Las vistas superiores y las vistas en sección transversal de las imágenes de microscopía electrónica de barrido (SEM) se muestran en la Fig. 1a-f, que ilustra la morfología de las nanovarillas recién desarrolladas. De izquierda a derecha, la Fig. 1 a – c representa la variación en la morfología de la superficie de Si:GaN (muestra A) y Mg:GaN / InGaN / Si:GaN con átomos de In / Ga variados que inciden en un tiempo de ciclo de 20 s / 30 s (muestra B) y 30 s / 30 s (muestra C) durante el crecimiento de InGaN de 50 ciclos, respectivamente. Los diámetros de las nanovarillas de Si:GaN y Mg:GaN / InGaN / Si:GaN son de 30 a 100 nm y de 80 a 150 nm respectivamente, mientras que las densidades de área son ~ 7 × 10 ⁹ cm ⁻² . Las imágenes de la sección transversal de las nanovarillas se muestran en la Fig. 1d-f e indican que la longitud de las nanovarillas es de alrededor de 700 nm para las muestras A a C. Se muestra la estructura esquemática de las muestras de Mg:GaN / InGaN / Si:GaN en la Fig. 1g.

La Figura 2a registró la medición de difracción de rayos X theta-2theta centrándose en diferentes muestras de tiempo de ciclo que inciden en la fuente. El pico más fuerte ubicado a 28,44 ° se origina en el sustrato de Si. Un pico claro nítido a 34,56 ° corresponde a la difracción de GaN (0002) e indica una buena inhibición de la mezcla de fases de la capa de InGaN. Un pico en el lado inferior 2-theta del pico de GaN (0002) a 34,22 ° para la muestra B y a 34,13 ° para la muestra C es InGaN (0002). El c Las constantes de celosía de InN y GaN son 5.760 Å y 5.185 Å respectivamente [74]. Siguiendo la ley de Bragg, la c Las constantes de celosía de InGaN (0002) se calculan como 5,23 Å para la muestra B y 5,25 Å para la muestra C. Importación de c constante de celosía de InGaN (0002) según la ley de Vegard, la concentración de In se puede estimar como 8% para la muestra B y 11% para la muestra C sin considerar la deformación. La Figura 2b muestra la imagen TEM de bajo aumento de la muestra C y el diagrama esquemático de su estructura. El área 1 y el área 2 son regiones n-GaN e InGaN respectivamente. El patrón de difracción de electrones de área selectiva (SAED) tomado en el área 1 demuestra que la dirección es paralela al eje largo de la nanovarilla y una dirección de crecimiento común de las nanovarillas de nitruro. Además, no se encuentra ninguna dislocación en el cristal. En la Figura 2 cyd, las imágenes TEM de resolución atómica producen el c constantes de celosía de GaN e InGaN como 5.19 Å y 5.25 Å respectivamente, los mismos que los resultados calculados por la ley de Bragg a través de XRD theta-2theta scan. Además, el c La constante de celosía de InGaN para la muestra B es 5.23 Å a través de imágenes TEM de resolución atómica que se muestran en la Información complementaria:Figura S1. Además, las imágenes de campo oscuro anular de ángulo alto (HAADF) y el escaneo de líneas de espectroscopía de rayos X de dispersión de energía (EDS), que indican la distribución del indio, se incluyen en la Información complementaria:Figura S2.

Análisis de características eléctricas y ópticas

Las mediciones de densidad de corriente frente a voltaje se realizaron con un medidor de fuente Keithley 2400. La Figura 3a muestra el diagrama esquemático de la célula solar de ensamblaje de nanobarras. El área total del dispositivo es de 0,12 mm ² y el área efectiva debajo de la iluminación excluyendo el metal de contacto es 0.0924 mm ² . Para recolectar electrones generados por fotones, se deposita una película de ITO conductora transparente de 100 nm en la parte superior del p-GaN para conectar las nanobarras y el Ti / Al / Ti / Au (20 nm / 300 nm / 20 nm / 50 nm ) electrodo de dedo. Los análisis de características fotoeléctricas del dispositivo también se realizaron con un simulador solar bajo 1 sol, condición AM 1.5G como se muestra en la Fig. 3b – d. La resistencia en serie R _s los valores determinados a partir de la Fig. 3b – d son 83 Ω, 250 Ω y 2.5 kΩ y la resistencia en derivación R _sh los valores son 413 kΩ, 550 kΩ y 2 MΩ para las muestras A, B y C respectivamente. La densidad de fotocorriente a voltaje cero, J _sc , de In _0.08 Ga _0,92 Dispositivo N (muestra B) e In _0.11 Ga _0,89 El dispositivo N (muestra C) es de 7,77 mA / cm ² y 14,96 mA / cm ² respectivamente. La mejora de la fotocorriente sobre la concentración creciente de In se demostró mediante J _sc comparación. Además, Krogstrup et al. ilustró que la propiedad de concentración de luz en las células solares de nanobarra puede mejorar la absorción de luz y proporcionar una alta fotocorriente [64]. El voltaje de circuito abierto (V _oc ) y el factor de llenado (FF) de la muestra C son 0,28 V y 30% respectivamente. Varios grupos también demostraron estructuras de nanobarras con menor V _oc [72, 75, 76]. Para dilucidar el rendimiento fotovoltaico real en un área realmente iluminada, PCE de área efectiva, PCE _eff , establece una eficiencia basada en el área efectiva que excluye el área del electrodo de rejilla, mientras que el área total PCE, PCE _tot , considera toda el área del dispositivo. Es notable que el PCE _tot y PCE _eff los valores son 0,98% y 1,27%, lo que indica un PCE más alto de la célula solar de nanobarra de nitruro jamás informado. La principal contribución proviene de la alta J _sc , aunque V _oc es más bajo que otras células solares de nanovarillas de nitruro III [65, 77]. Hay dos posibles razones de un bajo V _oc , incluido el nivel cuasi-Fermi limitado en la unión p-n Si, el intervalo de banda de Si es de 1,12 eV según el diagrama de bandas y puede crearse una ruta de corriente confinada debido a la fijación del nivel de Fermi en la superficie [66]. La tabla 1 resume J _sc , V _oc , FF y PCE comparación de tres muestras.

Para comprender las propiedades físicas y eléctricas, los diagramas de bandas se calculan utilizando un programa 1D-DDCC (One Dimensional Poisson, Drift-Diffusion y Schrodinger Solver) [78]. Las afinidades electrónicas de ITO, Si y GaN utilizadas son 4,40 eV, 4,05 eV y 4,1 eV, respectivamente. La Figura 4 ayb muestra el diagrama de bandas ITO / n-GaN / n-Si sin polarización de voltaje y curva J-V en la oscuridad respectivamente. Ilustra que la estructura ITO / n-GaN / n-Si no tiene efecto rectificador y muestra un perfil J-V lineal. La barrera potencial de la heterointerfaz se puede ignorar para que los portadores la transporten porque se espera que el desplazamiento de la banda de conducción entre Si y GaN sea un valor pequeño de 50 meV. Esta curva J-V lineal similar a una resistencia está en contradicción con los resultados experimentales.

Una posible explicación de los resultados de la curva J-V es que la difusión de Ga induce un p-Si en la interfaz GaN / Si y crea una unión p-n. Reichertz y col. [14] y Neplokh et al. [76] han verificado la difusión de Al en el sustrato de silicio durante el crecimiento de las capas de nitruro. Boro, Al y Ga son elementos del grupo IIIB que pueden ser un dopante para la formación de la capa de p-Si. Sin embargo, la velocidad de difusión de Ga es de 8 nm / día a 700 ° C [79]. La Figura 4c muestra un diagrama de bandas que incluye una capa de p-Si muy delgada (1 nm) entre la interfaz n-GaN y n-Si. Se crea un pequeño campo eléctrico incorporado en la unión p-n Si que puede conducir los electrones al sustrato n-Si y los agujeros a la capa de contacto ITO. Las curvas J-V dependientes del espesor demuestran que el voltaje de activación del diodo disminuye cuando el espesor de las capas de p-Si se vuelve más delgado en la Fig. 4d. El p-Si ultrafino será una limitación para la separación de nivel cuasi-Fermi y reducirá el V _oc de rendimiento solar. La propiedad eléctrica simulada con la capa de p-Si incluida está más cerca de este resultado de investigación. Por lo tanto, el diagrama de bandas de la estructura Mg:GaN / InGaN / Si:GaN / p-Si / n-Si se puede construir como modelo como en la Fig. 5. La iluminación de la luz AM 1.5G desde la parte superior conduce a la absorción de fotones con energía superior a la banda prohibida de InGaN. Cuando la luz se irradia sobre el Si a través de las varillas y el espacio intermedio entre las varillas, los fotones con energía mayor que la banda prohibida de Si también podrían ser absorbidos por el sustrato de p-n Si y se produce la fotocorriente. Simultáneamente, los pares de electrones y huecos generados en las regiones de nitruro por la luz de longitud de onda corta están separados por un campo eléctrico integrado en la unión p-i-n. Al final, los portadores fotogenerados podrían recolectarse a través del contacto superior de óxido de indio y estaño (ITO) con Mg:GaN y el contacto inferior de Si n. Con base en este modelo de estructura y considerando la barrera de Schottky introducida por el contacto ITO, la simulación de la curva J-V se muestra en la Fig. 5b. La curva J-V simulada indica que la forma de S es causada por un comportamiento no óhmico del contacto p. Esa es una posible razón para explicar la forma de S que existía para Mg:GaN / u-InGaN / Si:GaN (muestras B y C) en la Fig. 3 cy d. Por lo tanto, las densidades de corriente con sesgo negativo (J _{sesgo negativo (- 0.5 V)} ) donde la forma de S se aplana se indican en la Tabla S2. J _{sesgo negativo} puede ser un punto de control para una mayor optimización y un valor objetivo.

Los resultados de la medición de EQE sin sesgo de luz (luz no modulada adicional) se muestran en la Fig.6a, que compara los EQEs de Si:GaN / n:Si (muestra A), Mg:GaN / u-In _0.08 Ga _0,92 N / Si:GaN (muestra B) y Mg:GaN / u-In _0.11 Ga _0,89 N / Si:GaN (muestra C). La muestra C tiene una concentración de In más alta, lo que podría ser responsable de los valores más altos en la longitud de onda corta debido a la absorción en la capa de InGaN. Los EQE máximos en las muestras A, B y C son 32%, 55% y 63% respectivamente. En comparación con los espectros de reflectancia de la oblea de Si, muestras A, B y C que se muestran en la Fig. 6b, las oscilaciones de los EQEs y los espectros de reflectancia se deben a la interferencia de diferentes capas. La oblea de Si desnuda tiene la mayor reflectancia debido a su superficie plana. Las muestras A, B y C tienen menor reflectancia porque las estructuras de nanovarillas tienen un efecto de captura de luz. Se encuentra que la muestra C tiene el EQE más alto a una longitud de onda larga y la reflectancia más baja debido al efecto de captura de luz más alto. Este resultado puede explicar la mayor fotocorriente generada en la muestra C. Los espectros de fotoluminiscencia (PL) a temperatura ambiente (RT, 300 K) de la muestra B y la muestra C se muestran en la Fig. 6c. El pico más alto ubicado en los 3.40 eV es la emisión de GaN cerca del borde de la banda (NBE). Los picos ubicados en 3.09 eV y 3.03 eV se deben a In _0.08 Ga _0,92 N e In _0.11 Ga _0,89 Emisión N NBE. Los resultados son similares a los valores del cálculo de la ecuación de arco de 3,1 eV y 3,0 eV a RT [4]. También muestra las mismas oscilaciones fuertes de Fabry-Perot (marcadas por signos de estrella) que los EQEs y los espectros de reflectancia, que representan las interfaces suaves entre cada capa / superficie.

Conclusión

Se han demostrado con éxito nanobarras de alta calidad de Mg:GaN / InGaN / Si:GaN y Si:GaN cultivadas en n-Si mediante epitaxia de haz molecular asistida por plasma. Las mediciones fotovoltaicas presentan un PCE _eff de 1,27% y un PCE _tot de 0.98% bajo 1 sol, iluminación AM 1.5G para Mg:GaN / u-In _0.11 Ga _0,89 N / Si:GaN que tiene una mayor concentración de In y un mayor efecto de captura de luz que induce una alta fotocorriente. Aunque las nanovarillas de Si:GaN en el dispositivo n-Si pueden no tener un campo integrado de unión p-n prominente, el diseño de una estructura de heterounión adecuada ayuda a conducir los fotoportadores a los contactos superior e inferior y mejora el rendimiento de la celda.

Disponibilidad de datos y materiales

Los autores declaran que los materiales y los datos están disponibles para los lectores, y todas las conclusiones hechas en este manuscrito se basan en los datos que se presentan y se muestran en este documento.

Abreviaturas

LED:: Diodo emisor de luz
PCE:: Eficiencia de conversión de energía
J _sc :: Densidad de corriente de cortocircuito
PA-MBE:: Epitaxia de haz molecular asistida por plasma
HR-XRD:: Difracción de rayos X de alta resolución
HR-TEM:: Microscopía electrónica de transmisión de alta resolución
EQE:: Eficiencia cuántica externa
BEP:: Haz de presión equivalente
MME:: Epitaxia modulada por metal
ITO:: Óxido de indio y estaño
V _oc :: Voltaje de circuito abierto
RT:: Temperatura ambiente
PL:: Fotoluminiscencia
NBE:: Cerca del borde de la banda

Propiedades de luminiscencia de resolución temporal de nano-diamantes fabricados con láser Ferromagnetismo a temperatura ambiente inducido por grafeno en nanopartículas de cobalto Nanohíbrido de grafeno decorado

Nanomateriales

Materiales poliméricos

Biologicos

Teñir

Especias