複数の ETL 層と HTL 層に関する広範な研究により、高品質の設計とシミュレーションが行われます。

Sep 15, 2023

Scientific Reports volume 13、記事番号: 2521 (2023) この記事を引用

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1 オルトメトリック

メトリクスの詳細

塩化セシウム錫 (CsSnCl3) は、鉛フリーのペロブスカイト太陽電池 (PSC) の潜在的かつ競争力のある吸収材材料です。 CsSnCl3 の可能性は、欠陥のないデバイス製造、電子輸送層 (ETL) と正孔輸送層 (HTL) の最適化されていない配置、および好ましいデバイス構成という潜在的な課題により、まだ実現されていません。この研究では、インジウムガリウム亜鉛酸化物 (IGZO)、二酸化スズ (SnO2) などのさまざまな有能な ETL を備えた一次元太陽電池容量シミュレーター (SCAPS-1D) を使用して、いくつかの CsSnCl3 ベースの太陽電池 (SC) 構成を提案しました。、二硫化タングステン（WS2）、二酸化セリウム（CeO2）、二酸化チタン（TiO2）、酸化亜鉛（ZnO）、C60、PCBM、酸化亜銅（Cu2O）、酸化第二銅（CuO）、酸化ニッケル（NiO）のHTL、酸化バナジウム (V2O5)、ヨウ化銅 (CuI)、CuSCN、CuSbS2、Spiro MeOTAD、CBTS、CFTS、P3HT、PEDOT:PSS。シミュレーションの結果、ITO/ETL/CsSnCl3/CBTS/Auヘテロ構造を有するZnO、TiO2、IGZO、WS2、PCBM、およびC60 ETLベースのハロゲン化物ペロブスカイトが、96の異なる構成間で最も近い光起電力パラメータ値を維持しながら優れた光変換効率を示すことが明らかになりました。さらに、最高のパフォーマンスを発揮する 6 つの構成では、CsSnCl3 吸収体と ETL の厚さ、直列抵抗とシャント抵抗、動作温度、静電容量の影響、モット-ショットキー、生成と再結合速度、電流-電圧特性、および量子効率が影響します。パフォーマンスが評価されました。我々は、TiO2、ZnO、IGZO などの ETL と CBTS HTL が、ITO/ETL/CsSnCl3/CBTS/Au 構造を備えた CsSnCl3 ベースの高効率 (η ≥ 22%) ヘテロ接合 SC の製造に優れた材料として機能できることを発見しました。最良の 6 つの CsSnCl3 ペロブスカイト SC 構成について SCAPS-1D によって得られたシミュレーション結果は、さらなる検証のために wxAMPS (マイクロエレクトロニクスおよびフォトニック構造の分析を提供するウィジェット) ツールによって比較されました。さらに、CsSnCl3 ペロブスカイト吸収体層の構造的、光学的、電子的特性、電子電荷密度、フェルミ面が、密度汎関数理論に基づく第一原理計算を使用して計算および分析されました。したがって、この詳細なシミュレーションは、鉛フリーのグリーンで汚染のない環境向けに、コスト効率が高く、高効率で、鉛フリーの CsSnCl3 ペロブスカイトベースの高性能 SC を製造するための建設的な研究の道を切り開きます。

産業界および学会は、新たに開発されたハロゲン化鉛 (Pb) PSC 技術に大きな注目を集めており、その最も注目すべき進歩は 23% を超える電力変換効率 (PCE) です。 CsPbX3 (X = ハロゲン) の全無機金属ハロゲン化物ペロブスカイトナノ結晶は、独特の光電子特性、シンプルな溶液ベースの合成技術、経済的、環境に優しい特徴により、近年科学的な好奇心を集めています 1,2。無機ハロゲン化鉛ペロブスカイトの性能は優れていますが、鉛固有の毒性という問題はまだ適切に対処されていません 3。したがって、CsSnX3 錫 (Sn) ベースのペロブスカイトは、Sn2+ イオンの毒性がないため、SC で利用する優れた選択肢となっています 4,5。 CsSnX3 ペロブスカイトは酸化によって Sn2+ からより安定な Sn4+ に遷移し、その結果周囲の環境に対する高い感受性をもたらしました6。

Sn の s2p0 電子配置を備えたペロブスカイト構造の高い対称性により、直接許容遷移、高い光吸収係数、小さなキャリア有効質量、および高い欠陥耐性が得られ、その結果、優れた光電子性能が得られます 7、8、9、10。 ABX3 (A = アルカリ金属または一価の分子陽イオン、B = Pb または Sn、X = ハロゲン) における固有イオン移動のプロセスにより、デバイスのスーパー安定性が実現します 11。これらの魅力的な特徴により、これらの光電子ハロゲン化物ペロブスカイト半導体は、最近、商業化の試みがいくつか行われている 12,13。

ほとんどの太陽電池デバイスは、HTL と ETL の間にペロブスカイト吸収層を持つメソポーラス構造と平面構造を使用しています。 ETL は、メゾスコピックペロブスカイトや、TiO214,15,16 や ZnO17,18 などのメソポーラス金属酸化物の従来のナノ粒子から電子が移動する層であり、他で報告されているように、正孔はさまざまな HTL を介して効率的に輸送されます 19,20,21,22 。ペロブスカイト吸収体はこれらの層によって大幅にサポートされていますが、優れた安定性で最高のセル性能を得るには、厚さ、キャリア濃度、および関連するバルク欠陥を調整する必要があります。 TiO2、ZnO、WO3、SnO223 などのいくつかの半導体材料が ETL として使用されていますが、アナターゼ構造を有する TiO2 は、広いバンドギャップとより低い中間ギャップ欠陥状態、および高い電子移動度を備えた有望な材料であることがわかっています 24。 25、26。 ZnO、SnO2 を含むいくつかの半導体を含む TiO2 などの ETL はまだほとんど研究されていないため、CsSnX3 ペロブスカイトベースの太陽電池の可能性を最大限に探索するには、ETL などの有望な複数の半導体の使用に関する広範な研究が必要です27。

さらに、HTL は太陽電池の性能、耐久性、製造コストに大きな影響を与えます28、29、30。従来、無機/有機低分子および高分子 HTL は、化学構造と含有量に応じて分類されます。無機 HTL (CuI、CuSCN、NiO など)31 は、Spiro-MeOTAD、PEDOT:PSS、PTAA などの有機 HTL と比較して、化学的に安定しており、安価です 32。しかし、キャリアの抽出が不十分なため、高性能の太陽光発電性能を得ることが妨げられ、一方、小分子ベースの HTL は不安定すぎるものの、同等の PCE の達成には役立ちます 36。 Spiro MeOTAD や P3HT31 などのポリマー HTL は、高温での安定性が高く、耐水性があり、他の材料との互換性があります。しかし、チオ錫酸銅バリウム (CBTS) は、調整可能なバンドギャップ、高い吸収係数、非中心対称な結晶構造、および大きな原子サイズを備えた、地球上に豊富に存在する空気中で安定な薄膜材料です 37,38。したがって、CBTS は、高性能 SC を設計するための HLT として使用できる可能性のある有能な材料です。

PV 用途における表題化合物の適合性をより適切に予測するために、CASTEP ソフトウェアを使用した第一原理計算も使用して、密度汎関数理論 (DFT) の文脈内で CsSnCl3 吸収体の構造的、電子的、および光学的特性を評価しました。この化合物に関するいくつかの実験的および理論的報告が最近発見されました 39,40。標記ペロブスカイトは、DFT に基づく理論的研究と組み合わせた 200 °C の低温ホットインジェクション技術によって合成されました。電子的および光学的特性は GGA + U ポテンシャルを使用して計算され、実験結果と理論的結果の間の一貫性が見つかりました 41。 Islam ら 42,43 は、DFT に基づく第一原理法を使用して、静水圧と CsSnCl3 ペロブスカイトへの金属 (Cr/Mn) ドーピングの適用下で、CsSnCl3 化合物の光電子的、構造的、機械的特性を研究しました。電子バンドギャップは、圧力と金属ドーピングの効果により大幅に減少することが報告されています。他の著者ら 44、45、46、47 は、オプトエレクトロニクスおよび太陽光発電 (PV) 用途向けのいくつかのハロゲン化物ペロブスカイト材料の興味深い物理的特性を報告しています。ここでは、追加の新しい情報を提供するために、CsSnCl3 材料の構造的、電子的、光学的特性を再検討しました。プロパティの小さな変更が、デバイスのパフォーマンスに大きな影響を与える場合があります。

この記事では、SCAPS-1D48,49 を使用して理論的に 96 の構成を選択し、CsSnCl3 吸収層に最適な組み合わせを発見するために、さまざまな ETL と HTL を広範囲に調査しました。このような膨大な数の SC 構成を実験的に製造するために必要な時間の消費とコストを最小限に抑えるために、数値解析を実施して高効率の SC アーキテクチャを取得しました。このような観点から、PCBM、TiO2、ZnO、C60、IGZO、SnO2、WS2、CeO2 などの多種多様な ETL と、Cu2O、CuSCN、CuSbS2、NiO、P3HT、PEDOT などの HTL を備えた CsSnCl3 吸収体ベースの SC: PSS 、Spiro MeOTAD、CuI、CuO、V2O5、CBTS、および CFTS について、ITO/ETL/CsSnCl3/HTLs/Au 構造を使用した 96 の異なる組み合わせが研究されています。 96 個のヘテロ構造から最も有望な構成を取得した後、CsSnCl3 吸収体と ETL の厚さが PV 性能、直列抵抗とシャント抵抗、および最高性能の 6 つのデバイスの動作温度に及ぼす影響をさらに調査しました。さらに、静電容量、モットショットキー、生成および再結合速度、J-V特性、および量子効率の影響が評価されました。 6 つの最良の構造は、wxAMPS シミュレーションによってさらに検証されました。最後に、得られた SC パラメータと最近の報告との比較研究が研究されました。したがって、CsSnCl3 ベースの高効率 SC の有望で競争力のある構成がいくつか提案されており、費用対効果が高く、高効率で鉛フリーの CsSnCl3 ベース SC を設計および製造するための建設的な研究手段を提供します。

DFT のフレームワークでは、提示された第一原理計算は CASTEP プログラム 50,51 を使用して実行されます。 Cs、Sn、および Cl の価電子構造の使用された基本セットは、それぞれ 5s25p66s1、4d105s25p2、および 2p63s23p5 です。実験的に得られた構造データを表 1 に示します。このデータは、CsSnCl3 ペロブスカイトの結晶構造を構築するために使用されました。この立方体単位格子では、Cl 原子は 3c (0.0、0.5、0.5) のワイコフ位置を占めます。一方、Sn および Cs 元素は、それぞれ 1b (0.5, 0.5, 0.5) および 1a (0.0, 0.0, 0.0) のワイコフ位置に位置します。ここでは、ヴァンダービルト型の超ソフト擬ポテンシャル儀式性 52 を価電子とイオン鉱石の間の相互作用をモデル化するように設定し、一般化勾配近似 (GGA) を交換相関ポテンシャルとして使用しました。交換相関汎関数 (XC) の選択は DFT 計算において重要な要素であるため、立方晶相の構造を Pm3̅m 対称性で最適化しました。さまざまな XC を利用して、Broyden-Fletcher-Goldfarb-Shannon (BFGS) アルゴリズム 52 を使用して、安定した構造全体の最小エネルギー状態が決定されました。最適化された構造の形成エネルギー (ΔEf、eV/原子) と予測された格子定数を、与えられた実験データと比較しました。 XC によって最もよく生成されたデータは、CsSnCl3 ペロブスカイトのすべての特性を計算するために使用されました。 CsSnCl3 太陽光吸収体のコンピュータシミュレーションでは、波動関数のカットオフエネルギーが 520 eV に調整されました。既約ブリルアンゾーンは、16 × 16 × 16 (k 点) のモンクホルストパックグリッドを使用してモデル化されました53。それにもかかわらず、フェルミ面トポロジーと電子電荷密度マップを表示するために、より大きなサイズの k 点メッシュ (19 × 19 × 19) が使用されました。このような計算では、0.03 eV/Å が最高の原子ポテンシー、0.001 Å が最高の原子、最大応力は 0.05 GPa に設定されました。総エネルギー 1 × 10−5 eV/原子を幾何最適化の収束許容値に利用しました。

モデリングとシミュレーションにより、SC の基礎と機能を理解することがはるかに簡単になり、デバイスのパフォーマンスに最大の影響を与える主要な側面が明らかになります。安定状態にある半導体材料の挙動は、一次元のポアソン方程式とキャリア連続方程式を解く SCAPS-1D ソフトウェアの数値解法を使用して数値的に解くことができます55。 p-n 接合間の電場 (E) と空間電荷密度を結び付けるポアソン方程式は、式 1 に示されているとおりです。 (1):

この場合、n/p は電子/正孔の合計密度を示し、\({N}_{d}^{+}/{N}_{a }^{-}\) はイオン化されたドナー/アクセプタ濃度を示します。さらに、ε は媒体の誘電率、q は電荷、ψ は静電ポテンシャルを示します。式 (2) と式 (3) は、次の式に示すように、それぞれ電子と正孔の連続性を構成すると考えられます。

この式では、 \({j}_{n}/{j}_{p}\) は電子/正孔密度を表し、 \({R}_{n}/{R}_{p}\) は単位体積あたりの電子/正孔の正味再結合率、\(G\) は単位体積あたりの生成率です。

ここでも、すべての層の吸収データを計算するために、新しい Eg-sqrt システムが使用されました。このシステムは、従来の sqrt \((h\vartheta -Eg)\) 法則モデルであった以前の SCAPS モデルの更新バージョンです。これらのガイドラインは、「タウク法」と呼ばれるものに記載されている場合があります。更新された Eg-sqrt モデルは、式 1 で次のように特徴付けることができます。 (4):

ここで、α は光吸収定数、\(h\upsilon\) は光子エネルギー、Eg はバンドギャップを表します。以下の式。 (5) と (6) は、モデル定数 α0 と β0 が従来のモデル定数 A と B にどのように関係しているかを示しています。これらのモデル定数の両方に吸収定数の次元 (たとえば、cm−1) が使用されます。

1次元空間におけるポアソン方程式は式(1)で表されます。 (7) wxAMPS 数値シミュレーション56。静電ポテンシャル \(\psi^{\prime}\)、\({N}_{D}^{+}\) で表されるイオン化ドナーと \({N}_{ で表されるイオン化アクセプターの濃度) A}^{-}\)、n で示される自由電子、p で示される自由正孔、nt で示されるトラップ電子、pt で示されるトラップ正孔と同様に、変数は x です。伝導帯の非局在化状態に存在する自由電子は、式(1)で説明できます。 (8)56．

ここで、静電ポテンシャルは \(\psi^{\prime}\) で表され、nt/pt はトラップされた電子/正孔の密度を示します。同様に、価電子帯の非局在化状態にある自由正孔の連続方程式は、式 1 の形式になります。 (9)。

ここで、電子電流密度は Jn、ホール電流密度は Jp です。バンド間 (直接) 再結合およびギャップ状態を通じて発生する SRH (間接) 再結合の結果として発生する正味の再結合率は、項 R(x) によって処理されます。式 (10) は、正味の直接組換え 56 の速度を表します。

この場合、n と p は、デバイスにボルトバイアス、光バイアス、またはこれらのタイプの両方のバイアスがかかった後にデバイス内に存在するバンドキャリア濃度を指します。さらに、調査対象の材料のバンドギャップによって比例定数 (β) が決まります。連続方程式において、単語「Gop(x)」は、光生成速度の一部である、外部から供給される光によるxの関数としての光生成速度を表します。

ペロブスカイト (CsSnCl3) 吸収体ベースの SC のシミュレーションが実行されました。これは、n 領域として定義される ETL、ペロブスカイト層は p 型にドープされているため p 領域、そして HTL も p 領域を構成します。セルに光が照射されると、ペロブスカイト層内で励起子（拘束状態の構成部分）が主に生成されます。拡散長が長くなった正孔 (電子) の光生成キャリアは、p (n) 領域に入ることができます。 ETLとペロブスカイトの境界では、生成された励起子（he対）が解離し、電子がETLを通ってそれぞれの電極に輸送される一方、正孔はHTLを効率的に通過します。 ETLまたはHTLとペロブスカイト界面の間の空間に組み込まれた場の存在により、励起子の解離とその輸送が促進され、電子と正孔のそれぞれのコンタクトへの移動が加速されます。

表 2 および 3 に、TCO、ETL、吸収層、および HTL 層のシミュレーションパラメーターのリストを示します。ここで、SCアーキテクチャは、フロントコンタクトとしてインジウムドープ酸化スズ（ITO）、8つのETL、吸収体として特定のCsSnCl3ペロブスカイト、バックコンタクト金属として金（Au）を備えた12のHTLで構成されています（図1a）。さらに、界面欠陥密度のシミュレーションパラメータの概要を表 4 に示します。シミュレーションは、周囲温度 (273 K) で出力密度 100 mW/cm2 の AM1.5G 模擬太陽光露光の条件下で実行されます。この唯一の例外は、デバイスの効率に対する動作温度の影響の評価です。初期シミュレーションとその後の最適化では、sqrt \((h\vartheta -Eg)\) の法則 (SCAPS 従来) を使用した標準吸収モデルが使用されました。

(a) CsSnCl3 ベースの PSC の設計構成、および (b) CsSnCl3 ペロブスカイトの最適化された結晶構造。

あらゆる材料の構造安定性と相安定性は、太陽エネルギーの吸収と太陽電池への応用にとって重要な基準です。化合物 CsSnCl3 は、空間群 Pm\(\overline{3 }\)m を持つ立方晶系に属します (No. 221)。私たちが研究した SC 吸収材の結晶学的データを表 1 に示します。Cs 原子は 8 つの隅にあり、Cl 原子は 6 つの面にあり、Sn 原子は体心位置にあり、SnCl6 八面体構造を持っています。 CsSnCl3 ペロブスカイトの単位格子。図 1b は、CsSnCl3 ペロブスカイトの結晶構造を示しています。表題の化合物には単位セルに 5 つの原子が含まれており、単位セルに 1 つの式単位があることを意味します。結晶構造は、BFGS 最適化技術を使用して最適化され、最小の体積とエネルギーデータを取得します59。表 1 に示すように、表題のペロブスカイト化合物の推定格子パラメータ a = b = c = 5.629 Å および体積 = 178.38 Å3 は、他の実験データおよび理論データ 41,42 とよく一致しています。セル寸法の不一致は 1.0% 未満です。さらに、最適化された構造の極めて低く負の形成エネルギー値 (ΔEf = − 1876.16 eV/原子) は、太陽系アセンブリと互換性のある構造安定性を示しています。

CsSnCl3 ハロゲン化物鉛フリーペロブスカイトの電子特性は、CASTEP コードで実装されている DFT の枠組み内で GGA を使用して研究されています51,60。バンド構造（BS）や状態密度（DOS）などの計算された電子特性は、最初のブリルアンゾーンの高度に対称的なX-R-M-G-R方向に沿って計算され、それぞれ図2a、bに示されています。。図 2a では、水平の点線はフェルミレベル (EF) を示し、ゼロ (0) に設定されます。伝導帯と価電子帯の差によって定義されるエネルギーバンドギャップは、GGA 関数を使用して約 1.0 eV と推定されます。計算されたバンドギャップ (Eg) 値は、GGA/LDA 関数 42 を使用した他のレポートで十分に正当化されますが、この値は、非局所関数 41,57 を使用して報告された一部のバンドギャップ値よりもはるかに低くなります。このバンドギャップの過小評価は、特に GGA や LDA などのローカル機能を使用する半導体材料の場合に広く見られます 61,62。材料の強いクーロン相関と電子-電子相互作用は、半導体のバンドギャップに影響を与える可能性があります63、64、65。しかし、バンド図から、局所関数（GGA）を使用した材料は、ブリルアンゾーンのR点にある直接バンドギャップ半導体であることがわかります。外部刺激が加えられたときの導電率に対する個々の原子の寄与を観察し、バンド形成に関する知識を得るために、全体および部分 DOS も研究しました。 CsSnCl3 化合物の全体および部分 DOS を図 2b に示します。フェルミ準位 (EF) に非常に近い価電子帯は Cl-3s 軌道と Sn-5s/5p 軌道で構成されているのに対し、最も近い伝導帯 (EF に非常に近い) は Sn-3s 軌道で構成されていることがわかります。 5p および Cl-3s 軌道。図2bに見られるように、導電率への主な寄与はSn元素によるものと考えられます。観察された構成元素の電子寄与は、CsSnCl3 化合物の太陽光吸収体としての利用を裏付けています。

ハロゲン化物ペロブスカイト CsSnCl3 の電子 (a) バンド構造と (b) DOS、(c) および (d) ハロゲン化物ペロブスカイト CsSnCl3 の (110) 面と (001) 面の電子密度差のマッピング画像 (e) ) および (f) 同じブリルアンゾーン方向の 2 つの異なる方位の (001) 面に沿った CsSnCl3 ペロブスカイトのフェルミ面トポロジー。

電荷密度分布を分析すると、ハロゲン化物ペロブスカイト CsSnCl3 に存在する化学結合の種類が明らかになります。（110）面と（100）面の電子密度の差のマッピング画像を図2c、dに示します。ここでは、最大の電荷蓄積は両方の面の Cl 元素の周囲で発生し、その空乏は Sn 原子/元素の周囲に位置していることがわかります。言い換えれば、これら 2 つの元素間の電子雲の重なりは、共有結合を示しています 63,65。この電荷分布チャネルは、Sn-Cl 原子間に存在する共有結合の性質を強力にサポートしています。原子の周囲の電荷分布はほぼ球形であることが観察され、これはイオン結合の兆候であり、以前に報告されたペロブスカイトと比較できます 66,67。さらに、Mulliken 集団解析では、Sn-Cl 結合の集団値が正でゼロ (0.37) より大きいことが確認され、結合の共有結合の性質が示されています。一方、Sn-Cs および Cs-Cl 結合は負の母集団値を持つため、反結合特性であると判断されます。

化合物の熱的、電気的、光学的特性は、そのフェルミ面トポロジーによって記述および予測できます。したがって、図2e、fに示す表題の化合物のフェルミ面も研究しました。中心（G点）にホールポケットとして球形が存在していることが分かります。たとえば、GX 方向に沿った 6 つの面で開いたウィンドウが確認されます。 8 つの開いた表面は 8 つの角にあり、電子ポケットと考えられます。その結果、電子と正孔の両方に似たフェルミ面が存在し、前述の材料が複数のバンドの特徴を持っていることが示唆されます。最後に、Sn-5p 軌道と Cl-3s 軌道の間の混成を含む高分散バンドが主に電子伝導性の原因であると結論付けることができます。

CsSnCl3 の光子エネルギー依存の誘電関数 [実数部 Ɛ1(ω) および虚数部 Ɛ2(ω)] は、図 3a に示す 0 ～ 30 eV のエネルギー範囲で研究されています。対応する公式と理論は他の場所で見つけることができます68。誘電率 [Ɛ1(0)] の静的な値は、式 (1) で与えられるペンモデルから推定できます。 (11) 68．

ここで、Ep、Eg、EF はそれぞれプラズマエネルギー、エネルギーバンドギャップ、フェルミエネルギーを示します。 Ɛ1(0) の値は屈折率を表し、多くの光電子デバイスを製造するために非常に重要です。 Ɛ1(0) の値は 5.42 であることがわかります。 Ɛ1(ω) の最大値は、光子エネルギー 1.57 eV で ~ 6 であることがわかり、その後徐々に減少してゼロに達し、それぞれ 13.2 および 15 eV で負の値になります。その後、19.0 eV 付近で再びゼロに戻ります。この周波数範囲における負の誘電関数のシナリオは、化合物のドルーデ挙動を示しています。光の吸収関数は、エネルギー依存の誘電関数 Ɛ2(ω) の虚数部で表すことができます。最も高いピークは 3.6 eV で認められ、その後、光子エネルギーの増加に伴って光吸収の減少傾向が見られます。

(a) 誘電関数、(b) 屈折率、および (c) 反射係数の光子エネルギー依存性。 (d) 吸収係数、(e) 光伝導率、および (f) (110) 面に沿ったハロゲン化物ペロブスカイト CsSnCl3 の損失関数。

エネルギー依存の屈折率（n）と消衰係数（k）を図3bに示します。 n が化合物内の自由空間に対する光の速度を支配し、k が固体内での光の減衰を表すことはよく知られています。 CsSnCl3 の n(0) の値は 2.26 eV です。この値は、IRおよび可視光エネルギー領域ではほぼ一定（変動〜1.6％）であり、図3bに示すように、光エネルギーが増加するにつれて減少します。屈折率の最大値は2.28であり、放射光の増加とともに屈折率が低下していることがわかります。 k の値は、Ɛ2(ω) の値とほぼ同様の性質に従います。屈折率は外部周波数によって変動し、CsSnCl3 がフォトリフラクティブ特性を持っていることを示しています。

エネルギー依存の反射率スペクトル (R) は、クラマース・クローニング関係を適用してすべての光学係数を計算するための重要な光学関数です。この太陽光吸収材の反射率スペクトルは約 16% の反射率で始まります (図 3c)。ゼロ周波数での R 値 (0.16) は、反射率の静的成分であると想定されます。図3cから、このスペクトルはIRおよび可視光領域（0〜3.1 eV）ではほぼ一定（変動〜2.9％）であり、その後、バンド間遷移により近紫外領域では広く減少していることがわかります。 6.7eV。その後、いくつかの顕著なピークが 8.43、11.0、15.27、および 18.57 eV で見つかり、その後再び急激に減少して、光子エネルギーが約 30 eV でゼロ値に達します。図3cによれば、最大反射率（0.41）は、化合物のバンド内遷移の赤外範囲（3.85 eV）で見られます。

吸収係数 (α) という用語は、物質が吸収した光子の数を表示することにより、太陽エネルギー変換効率に関する重要な情報を提供します。図3dに示すように、吸収スペクトルは〜1 eVの光子エネルギーで始まり、CsSnCl3が価電子帯と伝導帯の間にエネルギーギャップ（半導体の性質）があることを示しています。吸収係数スペクトルは、5.66、8.52、および 11.29 eV にいくつかの顕著なショルダーピークを伴って増加しました。これは、光子の吸収が可視スペクトルで始まることを示唆しています。吸収係数の最大値は 14.84 eV で記録されました。光が吸収されると、半導体の電気伝導度が増加し、その結果、光伝導度が増加することに注意することが重要です。

材料の光伝導性は主に、材料に吸収される光エネルギーの量に依存します。図3eに示すように、光伝導性は可視光エネルギー範囲で直線的に増加し、次に紫外領域では3.3、5.43、8.36、および11 eVでいくつかの明確なピークを伴って上昇します。最大光伝導率 (4.8) は、入射光子エネルギーが 14 eV のときに達成されます。ただし、光伝導率は通常、ピーク値に達した後、光子エネルギーとともに減少します。

CsSnCl3 のエネルギー損失スペクトル（L）を図 3f に示します。これは、高速電子が分子中を移動する間にどれだけのエネルギーを失うかを示しています。移動キャリアのエネルギー損失は、エネルギー損失関数によって簡単に説明されます。光エネルギー15.0eVまではエネルギー損失が緩やかに増加し、その後急激に増加していることがわかります。最大のエネルギー損失は、プラズマ周波数 (ωp) と呼ばれる約 19 eV で得られます。 Eg よりも光子のエネルギーが高いため、エネルギー損失の大部分が UV 範囲で発生することは明らかです。

このセクションでは、ITO/ETL/CsSnCl3/HTL/Au 構造の PV 性能を、ETL、吸収体、および HTL 層のキャリア濃度、厚さ、欠陥密度を一定に保ち、CsSnCl3 吸収体の厚さを 800 nm にすることによって評価します。アクセプタドーピング濃度は 1018 cm-3、欠陥密度は 1015 cm-3 (表 2 および 3)。

図 4 は、TiO2、ZnO、IGZO、WS2、PCBM、C60 などの ETL が元のヘテロ構造に挿入されて、最高の太陽光発電性能を示す構成が得られたことを示しています。私たちの調査結果は、それぞれ 3.2 eV と 3.3 eV の広いバンドギャップを持つ TiO2 と ZnO の ETL と適切な電子特性が良好な透明性とバンド配列を提供し (図 5 と 6)、約 22% の PCE を示した (表 5) ことを示しています。これは以前のレポート69と一致しています。対照的に、不適切なバンドギャップやバンドアライメントに悩まされる CeO2、PCBM、C60 などの ETL は、比較的低いパフォーマンスを示しました。この発見により、これらの候補が SC 構成に適していないことが明らかになりました。さらに、最適なETL厚さは30〜50 nm、ドナー濃度は1017〜1018 cm-3、欠陥密度は1015 cm-3が得られました。表 5 に示すように、ITO/TiO2/CsSnCl3/CBTS/Au ヘテロ構造では、PCE が 21.75%、JSC が 26.22 mA/cm2、VOC が 1.01 V、FF が 82.03% で最高の性能が得られました。

バックメタルコンタクトとして Au を使用したさまざまな HTL および ETL の PSC 特性、すなわち VOC (V)、JSC (mA/cm2)、FF (%) および PCE (%) に対する CsSnCl3 の最適化: (a) PCBM、(b) TiO2、(c) ZnO、(d) C60、(e) IGZO、および(f) WS2。

ETL を使用した CsSnCl3 の 6 つの最適化デバイスのバンド図 (a) C60、(b) IGZO、(c) PCBM、(d) TiO2、(e) WS2、(f) ZnO。

関連する (a) ITO、ETL、および吸収体 CsSnCl3、および (b) HTL のエネルギー準位の調整。

CBTS、CuSCN、NiO、Cu2O、V2O5、CFTS などの HTL を 12 種類以上の異なる組み合わせで研究しました (ここではすべて示していません)。 CBTS の HTL は、はるかに良好なバンドアライメントを提供したため (図 5 および 6)、CsSnCl3 吸収剤ベースの SC で約 22% という最も高い PCE を示しました (表 5)。対照的に、NiO、Cu2O、V2O5、および CFTS は、他のものと比較してパフォーマンスが劣っていました。したがって、無機 HTL の使用中にパフォーマンスが劇的に向上しました。 HTL は、より安定で、透明で、バンドが整列した無機材料で作られているため、有機 HTL に比べて次のような利点があります。地球上に豊富に存在する材料である HTL CBTS は、その独特の結晶構造、光吸収、原子サイズにより、ETL29、37、38 の各セットで優れた性能を発揮します。

図5a〜fは、それぞれECとEVの伝導帯最小値と価電子帯最大値を持つFnとFpとしての電子と正孔の準フェルミ準位を持つ、異なるCsSnCl3吸収体ベースのヘテロ構造のバンドアライメントを示しています。 Fp は各タイプの ETL で EV と一致しますが、Fn と EC は調和的に継続します。 TiO2 および ZnO ETL の場合、バンドギャップは残りの ETL と比較してほぼ等しいため (図 6)、その結果、同じヘテロ構造でほぼ同等の性能が得られます。一方、CBTS HTL と Fn では、Fp と EV は同じレベルに留まり、EC は ETL から入る正孔と HTL からの電子を妨げます。さらに、背面コンタクトの Au は HTL から正孔を収集しますが、前面コンタクトの ITO は電子を効果的に収集します。ここでは、金は５．１ｅＶの仕事関数（ＷＦ）を有するリアコンタクトとして考慮され、４．０ｅＶのＷＦを有する二酸化インジウムはフロントコンタクトとして機能する。

図7は、ITO/ETL/CsSnCl3/CBTS/Auヘテロ構造のデバイス構成におけるさまざまなETLのJ-V特性とQEを示しています。この原稿で計算された QE は、実際には外部量子効率 (EQE) です。最大光電流はITO/TiO2/CsSnCl3/CBTS/Au PSCで得られ、最小値はITO/C60/CsSnCl3/CBTS/Auで得られました（図7a）。 TiO2 (Eg ～ 3.2 eV) ETL の良好なバンドアライメントにより高い電流密度が得られますが、C60 (Eg ～ 2 eV) ETL ではバンドアライメントが不十分なため電流が低くなります。したがって、ETL のバンド配列は、CsSnCl3 ベースの PSC で光生成された電子または正孔の流れに影響を及ぼします。これは、以前の報告と一致しています 57,70。

調査対象の 6 つのデバイスに対する (a) J-V および (b) QE の効果。

図7bに示すように、波長（λ）の関数としての対応するQEを300〜900 nmの範囲で研究しました。この QE は 300 nm から増加し始め、各活物質のバンド端に対応する 820 nm まで低下しました。 QE は、同様の J-V 特性から予想されるように、ITO/TiO2/CsSnCl3/CBTS/Au ヘテロ構造で最大となり、ITO/C60/CsSnCl3/CBTS/Au 構成で最小となることがわかりました。 TiO2 のより高いバンドギャップにより、より高い光子が CsSnCl3 吸収体に吸収されることが可能になり、その結果、より高い電流密度が生成されます。逆に、バンドギャップが小さい C60 (Eg ~ 2 eV) では、吸収体での吸収が低くなり、光電流が抑制されます。したがって、ETL のバンド配向は光吸収に大きく影響し、その結果、セルの光電流にも影響します 71。

CsSnCl3 ベースの PSC について、可変 ETL 厚さ (50 nm ～ 500 nm) と吸収体の厚さ (400 nm ～ 2200 nm) で計算された VOC、JSC、FF、効率の等高線図を図 1 と 2 に示します。 8、9、10、11。VOC は、吸収体の厚さ 400 nm および ETL の厚さを 50 ～ 100 nm まで変化させた場合、各デバイスで約 1.03 ～ 1.05 V で最大でした。図8eに示すように、すべてのデバイスの中で、VOCは厚さ400 nmのCsSnCl3吸収体と厚さ50 nmのIGZO ETLで最大1.050 Vであることがわかりました。また、PCBM、TiO2、ZnO などの ETL は、吸収体と ETL の厚さがそれぞれ 400 nm および 100 nm の場合、わずかに小さい 1.030 V の VOC を示しました。選択した 6 つの ETL によって形成される内蔵電位は、3.9 ～ 4.1 eV の範囲の電子親和力値によって定義されるようにほぼ等しいため、各デバイスの VOC は、約 1.03 ～ 1.05 V とほぼ同じ値を示します。異なる ETL 材料を採用したデバイス間の VOC の違いは、主にバンドギャップの違いによるものです。ただし、図 8 に見られるように、吸収体と ETL の厚さがそれぞれ 500 nm および 50 nm を超えて増加すると、すべてのデバイスの VOC が減少する傾向があります。この事実は、直列抵抗の増加と光電流の減少によるものです。

CsSnCl3 吸収材と ETL の VOC の等高線マッピング (a C60、b IGZO、c PCBM、d TiO2、e WS2、f ZnO) の厚さ。

CsSnCl3 吸収体の厚さと ETL (a C60、b IGZO、c PCBM、d TiO2、e WS2、および f ZnO) の厚さに関する JSC の等高線マッピング。

CsSnCl3 吸収体の厚さと ETL (a C60、b IGZO、c PCBM、d TiO2、e WS2、f ZnO) の厚さの FF の等高線マッピング。

CsSnCl3 吸収体の厚さと ETL (a C60、b IGZO、c PCBM、d TiO2、e WS2、f ZnO) の厚さに関する PCE の等高線マッピング。

図 9 は、さまざまな ETL 構成の JSC を示していますが、最も高い JSC は、吸収体の厚さが 800 nm 以上、ETL の厚さが 50 ～ 100 nm の場合、約 23.50 ～ 27.12 mA/cm2 の範囲で観察されました。 27.12 mA/cm2 という最高の JSC は、研究した 6 つのヘテロ構造のそれぞれについて、吸収体の厚さが 1400 nm 以上、ETL の厚さが 150 nm の TiO2 ETL によって得られました。逆に、吸収体の厚さが 1400 nm 以上で ETL の厚さが 50 nm の C60 ETL では、23.50 mA/cm2 というより小さい JSC が得られました。 TiO2、ZnO、IGZO ETL ベースのヘテロ構造では比較的高い JSC が観察されます。これは、これらの材料の広いバンドギャップと良好な光侵入深さにより、より多くの量の入射光が吸収層で吸収されることが許容されるためです。。さらに、吸収体の厚さが厚くなると、より長波長の光スペクトルの吸収が確認され、JSC が向上します。ただし、キャリア寿命よりも厚いデバイス構造では再結合が支配的になるため、吸収体の厚さが 1000 nm 以上、ETL の厚さが 100 nm 以上になると、すべてのデバイスの JSC が減少し始めます。

図 10 は、さまざまな ETL 構成の FF を示しています。最高の FF は、調査したヘテロ構造の吸収体と ETL の厚さがそれぞれ 400 ～ 600 nm および 400 ～ 500 nm に対応する約 80.1 ～ 84.4% の範囲で観察されました。吸収体とETLの厚さがそれぞれ400 nmと450 nmのTiO2 ETLでは84.4%の最大FFが得られましたが、吸収体とETLの厚さがそれぞれ600 nmと450 nmのC60 ETLではFFは80.1%と比較的小さくなりました。これまでのところ、吸収体の厚さが拡散長より大きいため、すべてのヘテロ構造で吸収体の厚さが 600 nm 以上、ETL の厚さが 400 nm 以下で FF が減少し、それによって準中性領域で光生成されたキャリアの顕著な再結合が発生しました。。さらに、ETL の厚さが減少すると、膜の抵抗率が増加し、FF の妨げになります。そうしないと、吸収層全体に発生する強い電界が FF から発生し、吸収層の厚さが増加すると全体の電界強度が弱まり、それによって吸収層に準中性領域が形成されます。さらに、準中性層の形成によりキャリアがドリフトではなく拡散によって輸送されるため、直列抵抗が増加して FF が減少します。

その結果、ETLの厚さが50～100 nm、吸収体の厚さが800～1200 nmの場合に、調査したすべてのヘテロ構造で約18.20～21.77％の範囲の最高効率が得られました（図11）。前述の VOC、JSC、および FF の結果から予想されるように、吸収体と ETL の厚さが 800 nm および 50 nm の TiO2 ETL では 21.77% という効率が最も高かった。 ETL C60 の効率は、吸収体と ETL の厚さがそれぞれ 1200 nm と 50 nm の場合、18.20% と比較的小さいことがわかりました。したがって、選択した 6 つの異なる ETL 構成に対して、最適な吸収体と ETL の厚さ 800 ～ 1200 nm および 50 ～ 100 nm が得られました。しかし、TiO2、ZnO、および IGZO と CsSnCl3 吸収体ベースのヘテロ構造の ETL は、他の構造よりもはるかに効率的で有望であることがわかりました。これらのシミュレーション結果は以前のレポートと一致しています72。

ETLの厚さの変化がPVパラメータ、つまりPCE、FF、JSC、VOCに及ぼす影響を図S1に示します。 ETL の厚さが増加すると、ほとんどの ETL の PV パラメーターが低下し、それによって PCE が減少することが明らかにわかります。これは、電極への電荷キャリアの非効率的な輸送、FF を劣化させる直列抵抗の増加、および ETL の厚さの増加に伴う再結合確率の増加によるものです73。

太陽電池の直列抵抗に寄与する要因は 3 つあります。1 つは、SC の ETL/PVK および PVK/HTL インターフェイス (ここで PVK は「ペロブスカイト」を意味します) を介した電流の流れです。第二に、金属コンタクト/ITO 界面抵抗。第三に、上部と背面の金属接点の抵抗です。直列抵抗は主に FF の低減に影響しますが、値が非常に高いと短絡電流に悪影響を与える可能性もあります。

直列抵抗を制御または最小限に抑えるために、いくつかの実験手順を使用できます。たとえば、熱酸化によって作成された ETL 膜は非常に緻密で、ETL/PVK 界面での再結合が抑制されるため、直列抵抗が低下します 74。熱酸化法によるETL膜はスピンコート法に比べて理想的な膜厚が薄く、直列抵抗が低くなります。さらに、2 ステップ焼結と比較して、1 ステップ焼結では暗電流密度が減少し、直列抵抗が減少し、再結合耐性が強くなります75。さらに、ペロブスカイト膜は分子的にドープされ、その導電性と導電性基板との電子接触が増加し、直列抵抗が減少しました76。

図 12 は、105 Ω cm2 の一定シャント抵抗 (RSH) における、0 ～ 6 Ω cm2 の範囲での PSC 性能に対する直列抵抗 (RS) の影響を示しています。 FF は、VOC および JSC よりもさまざまな RS に対して最も影響を受けるパラメーターであることがわかりました。

RS の (a) VOC に対する影響。 (b) JSC。 (c) FF; (d) RSH = 105 Ω cm2 での PCE。

図 12 では、RS が 0 から 6 Ω cm2 に増加すると、FF は 84.5 から 66% に大幅に減少しましたが、VOC と JSC はどのデバイスでもわずかな影響を受けました。 IGZO/CsSnCl3/CBTS および TiO2/CsSnCl3/CBTS PSC 構造は、それぞれ最高の VOC と JSC を示しましたが、C60/CsSnCl3/CBTS PSC 構造は比較的低い性能を示しました。 RS が高くなると FF に大きな影響が生じ、その結果、異なるヘテロ構造を持つ PSC の変換効率が低下します。式 (12) および (13) は、太陽電池パラメータ、特に短絡電流 ISC に対する RS の影響を示しています。

ここで、IL は光誘起電流を示し、\(rsh\) はシャント抵抗を示します。上の式から明らかなように、RS が増加すると、ISC 値は低下します。効率と FF の低下は主にこれによるものです 77,78。

漏れ電流と非発生再結合損失は、PSC 内のシャント抵抗の存在によってもたらされるかなりの電力損失の原因となります。ピンホールの生成と、これらのピンホールの金属充填が接合部まで広がっているため、実際の太陽電池では接合部の部分的な短絡が発生することがあります。シャント抵抗が低いと、光によって生成された電流に別の経路が与えられるため、太陽電池で電力損失が生じます。同様の転用により、太陽電池によって生成される電圧が低下し、SC の接合部を通過する電流が低下します。低光レベルでは光生成電流が低下するため、シャント抵抗の影響はより深刻になります。したがって、この電流がシャントに失われる影響が大きくなります。さらに、SC の実効抵抗が大きい場合、電圧が低い場合には並列抵抗の影響が大きくなります。シャント抵抗を制御または低減するには、さまざまな技術が使用されます。たとえば、SnO2 の電子輸送層 (ETL) を改善する簡単な方法には、前駆体ナノ粒子に適量の Pb ソースをドープすることが含まれ、これによりシャント抵抗が効果的に向上します。したがって、Pb 量を調整することで、Rsh 値を簡単に変更できます79。

図 13 は、0.5 Ω cm2 の一定 RS における ITO/ETL/CsSnCl3/CBTS/Au ヘテロ構造の 10 ～ 107 Ω cm2 の範囲での RSH の効果を示しています。この図は、シャント抵抗を変化させた場合の PV パラメータ VOC、JSC、FF、および PCE の大幅な変化を示しています。ここで、RSH が 10 Ω cm2 から 103 Ω cm2 に増加すると、VOC、JSC、FF、および結果として PCE の PV パラメーターが 2 から約 23% まで著しく増加します。 PCE は RSH 104 で最大 22% に達し、RSH 107 Ω cm2 以上まで一定のままでした。 RSH の主な原因は、製造プロセス中に形成される欠陥です。この構造は、RSH 値が高くなると、電流が流れるための低抵抗経路になります 56,80。ここで、VOC はシャント抵抗が 8000 Ω cm2 まで増加する一方で、JSC は以前の調査で観察されたようにほぼ一定であることがわかりました 81。したがって、\({R}_{SH}\) ≧ 104 という高い値は、ITO/ETL/CsSnCl3/CBTS/Au PSC で最高の PCE を得るのに有利です。

RSH の (a) VOC に対する影響。 (b) JSC。 (c) FF; (d) RS = 0.5 Ω cm2 での PCE。

図 14 は、1000 未満の ITO/ETL/CsSnCl3/CBTS/Au ヘテロ接合 PSC の動作温度 275 ～ 475 K に対応する VOC、JSC、FF、および PCE を含む 6 つのデバイスの性能ベンチマークに対する温度変化の影響を示しています。 Wm−2の太陽光。

275 K から 475 K までの温度変化が (a) VOC に及ぼす影響。 (b) JSC。 (c) FF; (d) PCE。

古典的な半導体の場合、温度と太陽電池特性の関係は十分に説明されています82。図 14 から、従来の太陽電池の温度上昇によって主に影響を受ける特性は VOC であり、温度とともに飽和電流が連続的に増加するため、VOC は温度上昇とともに低下します83。温度の上昇時に生じる真性キャリア濃度の変化は再結合率の上昇を引き起こし、それが飽和電流に大きな影響を与えます83。

PSC に対する JSC への依存は、VOC84 の場合と同様、線形接続として大まかに説明できます。 SC の JSC は、多くの場合、理想電流と収集率の積として定義されます。理想的な電流は、バンドギャップより大きいエネルギーを持つほとんどの入射光子が損失なく吸収された場合に生成される可能性のある電流ですが、収集率は電荷キャリアの反射、透過、寄生吸収、および SC での再結合の結果です。図 14 から、温度による JSC の変化は VOC の変化よりも大幅に小さいことがわかります。従来の SC では一般に認められている JSC の温度に対する線形依存性にもかかわらず、PSC では JSC が温度に応じてどのように変化するかは不明です。これは、バンドギャップの増加により理想電流の減少が引き起こされる一方で、収集率は通常、温度とともに上昇するためです85。その結果、これらの要因のどちらが優勢であるかに応じて、JSC は温度とともに低下または上昇する可能性があります。

異なるETLを備えたCsSnCl3ベースのPSCの6つの異なる構成について、1MHzの固定周波数で-0.5V〜0.8Vの電圧範囲に対する静電容量とモットショットキーの影響をそれぞれ図15a、bに示します。図 15a では、静電容量は電源電圧の増加とともに指数関数的に増加し、飽和に達します。 IGZO ETL ベースのデバイスでは 52.5 C という最大容量が観察されましたが、C60 ETL では 0.8 V で最小容量が観察されました。ゼロバイアスでは、デバイスは空乏状態になります。しかし、約0.5 Vの順バイアスが印加されると、空乏幅は吸収層の厚さとほぼ同じ値まで減少します。その結果、順バイアス電圧がさらに印加されると静電容量が増加し、一貫したモット・ショットキー関係が維持されます。電流が接点の飽和電流を超えるのは、これまでに見られたこととは異なり、電圧スパイク時にのみ許容されます。低電圧時には電流は大幅に減少します。

（a）容量 - 電圧（C – V）応答、（b）モットショットキー（1/C2）応答、（c）生成速度、（d）6つの異なるETLを使用した吸収体CsSnCl3ベースのヘテロ構造の再結合速度。

電極動作の活性とドーピングレベルを区別するビルトインポテンシャル (Vbi) は、広く使用されているモットショットキー (MS) 法の助けを借りて計算できます。 C-V 曲線の x 軸上の切片点は通常、それぞれの接合部の Vbi に対応し、1/C2-V 曲線の切片点は占有されたトラップ中心の濃度を示します。 Vbi 値が増加すると、特定のデバイスの MS 値が低下します。ここで、各デバイスのすべての重要な基準の同一条件で得られたシミュレーション結果は、以前のレポートと同等であり、一貫していました70。

CsSnCl3ベースのPSCのキャリア生成と再結合速度を0.0〜1.5μmの範囲で図15c、dに示します。光子の吸収により電子が価電子帯から伝導帯に刺激されると、価電子帯に正孔が生成され、このプロセスで電子 - 正孔対が生成されます。調査結果によると、すべてのデバイスの生成速度は 0.9 ～ 1.0 μm の間でピークに達します。 SCAPS-1D は、到着する光子束 Nphot (λ, x) と式 (1) を使用して、電子正孔対 G(x) の形成を計算します。 (14) この光子束を分析して、すべてのスペクトルと位置の G(x) の値を示します。

一方、再結合速度は生成過程とは全く逆で、生成された電子と正孔が合体して消滅していきます。 PSC の再結合速度は、電荷キャリアの寿命と密度に影響されます。電子と正孔の再結合の減少は、吸収層内に存在する欠陥状態によって引き起こされます。最大組換え速度は、研究したすべてのデバイスで 0.9 ～ 1.0 μm の間で観察され、C60 ETL には最も高い組換えピークが含まれていました。価電子伝導帯の中間レベルで生成されるエネルギー準位は、デバイス内で電子と正孔の再結合を顕著に引き起こします。 PSC の再結合率の分布は、粒界やデバイス製造上の欠陥により不均一になる可能性があります 56,80。

シミュレーションは、wxAMPS (バージョン 2.0) プログラムによってさらに実行され、SCAPS-1D によって 300 K の動作温度で AM1.5G 太陽スペクトルを使用して得られた結果 (表 6) を検証しました。両方のソフトウェアプログラムは、吸収体の厚さ、吸収体のアクセプター濃度、欠陥濃度をそれぞれ 800 nm、1015 cm-3、1015 cm-3 として使用してシミュレーションを実行し、すべての CsSnCl3 デバイスの PV 特性がどのように影響を受けるかを決定しました。表 6 は、SCAPS-1D と wxAMPS を使用したソフトウェアシミュレーションの比較を示しています。 wxAMPS と SCAPS-1D によって得られた 2 つのシミュレーション結果 (特に FF と Voc) の近さにより、得られた結果の検証が明らかになりましたが、これも以前の研究と矛盾しています 56,80。

表 7 は、得られた結果を、異なる構成の CsSnCl3 ベースの PSC に関する最近の実験的および理論的発見と比較しています。最も高い実験 PCE は 17.93% であり、FTO/PCBM/CsSnCl3/PTAA/Au ヘテロ構造が報告されています。現在までに、CsSnCl3 吸収材の性能を向上させるために理論的研究が実施され、シミュレーションによって < 20.0% という最高の PCE が見出されています。ここでは、最大 PCE ～ 22.0% を初めて報告しました。さらに、効果的なETL、HTL、バックメタルコンタクトなどを見つけるために広範なシミュレーションを実施しました。ただし、優れたパフォーマンスを実現する理想的な組み合わせを特定するために、これらすべてのシミュレーションを実施しました。さらに、近い将来に行われる理論的研究を検証するために、実験的研究が求められています。

96 個の構成からの CsSnCl3 吸収体ベースの鉛フリー SC に関する詳細な数値研究が、SCAPS-1D シミュレータを使用して実行されました。 96 個のヘテロ構造のうち最も効率的な 6 つのデバイス構成を利用して、CsSnCl3 と ETL の厚さ、直列抵抗とシャント抵抗、および動作温度の影響をさらに調査しました。さらに、キャパシタンスやモットショットキーなどの C-V 特性の影響、生成率と再結合率、J-V 特性、量子効率も評価されました。 ITO/TiO2/CsSnCl3/CBTS/Au デバイス構成を備えた TiO2 ETL および CBTS HTL ベースのヘテロ接合は、6 つの最適化されたデバイスから、VOC 1.01 V、JSC 26.22 mA/cm2、および FF 82.03% で最高の PCE 21.75% を示しました。。一方、ZnO、WS2、IGZO、PCBM、および C60 ベースのデバイスは、それぞれ 21.72、21.32、21.07、20.47、および 18.17% の PCE を示しました。さらに、SCAPS-1D によって得られたこれらのシミュレーション結果は、wxAMPS 数値研究を使用して再現および検証されました。さらに、CASTEP プログラムによる第一原理 DFT シミュレーションを実行して、CsSnCl3 吸収体の構造的、電気的、光学的特性を調査しました。 CsSnCl3 吸収体のバンドギャップの計算値は 1.0 eV で、Sn-5s/5p 軌道電子は推定された部分 DOS に基づいて顕著なハイブリッド形成を示しました。電荷密度差分析は、Sn-Cl 原子間の共有結合の性質を強く裏付けています。観察されたフェルミ面には正孔と電子のようなポケットがあり、CsSnCl3 ペロブスカイトのマルチバンド特性を示しています。したがって、検証結果を伴うこれらの広範なシミュレーションにより、TiO2、ZnO、IGZO、WS2、PCBM、C60 ETL および CBTS HTL を使用した CsSnCl3 吸収材の高い可能性が明らかになり、太陽光発電産業が費用対効果の高い、高品質の吸収材を製造するための建設的な研究の道が開かれることになります。 -効率、鉛フリーのCsSnCl3ベースの太陽電池。私たちの将来の展望は、DFT-SCAPS-機械学習技術を組み合わせて使用し、競合電荷輸送を採用した無毒のペロブスカイトデバイス (ABX3: A = Cs; B = Sn、Bi、Ge、Ag、および Sb および X = I、Br) を批判的に調査することです。これにより、研究者は PCE 値を向上させるための明確な指針を得ることができます。

現在の研究中に使用および/または分析されたデータセットは、合理的な要求に応じて責任著者から入手できます。

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SCAPS-1D プログラムは、ベルギーのゲント大学の M. Burgelman 博士によって提供されました。著者一同、彼に感謝の意を表したいと思います。また、wxAMPS プログラムへの貢献について、UIUC の A. Rockett 教授と Yiming Liu 博士、ペンシルバニア州立大学の Fonash 教授にも感謝の意を表します。

電子研究所、原子力研究施設、バングラデシュ原子力委員会、ダッカ、1349、バングラデシュ

M. ハリド・ホサイン

東華大学材料科学工学部、上海、201620、中国

GF イシュラク・トキ

Ritsumeikan Global Innovation Research Organization, Ritsumeikan University, Shiga, 525-0058, Japan

アブドゥル・クドゥス

ラジシャヒ大学材料科学工学部、ラジシャヒ、6205、バングラデシュ

MHKルーブル

チッタゴン工科大学物理学科、チッタゴン、4349、バングラデシュ

MM ホサイン

再生可能エネルギー、環境および持続可能な開発高等国立学校、05078、バトナ、アルジェリア

H. ベンシェリフ

Begum Rokeya University、電気電子工学部、Rangpur、5400、バングラデシュ

フェルドゥス・ラーマン氏

バンガマタ・シェイク・フォジルトゥンネサ・ムジブ科学技術大学、電気電子工学科、ジャマルプール、2012年、バングラデシュ

博士。ラシドゥル・イスラム

物理学科、プーンチ・ラワラコット大学、ラワラコット、12350、パキスタン

ムハンマド・ムシュタク

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M. ハリドホセインまたは MHK ルーベルへの通信。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

シュプリンガーネイチャーは、発行された地図および所属機関における管轄権の主張に関して中立を保ちます。

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Hossain、MK、Toki、GFI、Kuddus、A. 他高性能鉛フリー CsSnCl3 ベースのペロブスカイト太陽電池の設計とシミュレーションを目的とした、複数の ETL 層および HTL 層に関する広範な研究。 Sci Rep 13、2521 (2023)。 https://doi.org/10.1038/s41598-023-28506-2

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受信日: 2022 年 11 月 14 日

受理日: 2023 年 1 月 19 日

公開日: 2023 年 2 月 13 日

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