Impact de la coopération dynamique - Fleur de cerisier inc.

Rapports scientifiques volume 12, Numéro d'article : 19167 (2022) Citer cet article

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Une variété de méthodes de synthèse différentes pour la fabrication d'absorbeurs de cellules solaires basées sur l'iodure de plomb méthylammonium pérovskite halogénure de plomb (MAPbI3, MAPI) ont été développées avec succès dans le passé. Dans ce travail, nous élaborons sur la co-évaporation à double source sous vide en tant que technologie de traitement attrayante pour l'industrie. Nous présentons des schémas de traitement non stationnaires et nous nous concentrons sur les détails des schémas de co-évaporation où nous retardons intentionnellement les points de début/fin de l'un des deux composants évaporés (MAI et PbI2). Auparavant, il a été constaté pour les cellules solaires basées sur une structure de pincement régulière, que la pré-évaporation de PbI\(_2\) est très bénéfique pour la croissance de l'absorbeur et les performances des cellules solaires. Ici, nous appliquons des schémas de traitement non stationnaires similaires avec des séquences de pré/post-dépôt pour la croissance d'absorbeurs MAPI dans une architecture de cellule solaire à broche inversée. Les paramètres des cellules solaires ainsi que les détails de la croissance de l'absorbeur sont comparés pour un ensemble de schémas d'évaporation différents. Contrairement à nos hypothèses préliminaires, nous constatons que la pré-évaporation de PbI2 est préjudiciable dans la configuration inversée, ce qui indique que l'effet bénéfique des couches de germination provient des propriétés d'interface liées à l'amélioration du transport et de l'extraction des porteurs de charge à travers cette interface plutôt que d'être lié à une croissance améliorée de l'absorbeur. Ceci est en outre mis en évidence par une amélioration des performances des dispositifs de cellules solaires inversées avec des couches de MAI pré-évaporées et de PbI2 post-déposées. Enfin, nous fournissons deux modèles électroniques hypothétiques qui pourraient provoquer les effets observés.

Les semi-conducteurs à base d'halogénure de plomb et de pérovskite ont excellé ces dernières années en tant que semi-conducteurs polyvalents dans une variété d'applications optoélectroniques1,2. Plus important encore, les cellules solaires à l'échelle du laboratoire, à la fois en configuration à jonction simple (η> 25%) et en tandem avec Si (η> 29,5%), ont montré des efficacités record en augmentation rapide bien au-delà des attentes3.

Outre la stabilité du dispositif, les principales préoccupations en vue d'une adoption industrielle de la technologie sont l'évolutivité et la reproductibilité des processus de fabrication mis en œuvre. Alors que de nombreuses avancées technologiques sur les petites cellules solaires à l'échelle du laboratoire ont été obtenues avec des méthodes chimiques humides (par exemple, revêtement par centrifugation, impression), certaines approches basées sur le vide ont également été mises en œuvre avec succès.

Liu et al. ont rapporté la fabrication de cellules solaires à pérovskite planaires efficaces par co-évaporation à double source, en utilisant du méthylammonium (MA) et du PbCl\(_2\) comme précurseurs atteignant des efficacités supérieures à 15 %4. Plusieurs autres groupes ont suivi cette voie (avec soit PbI\(_2\) soit PbCl\(_2\) comme précurseurs d'halogénure de plomb)5 et en 2019 l'utilisation de couches de contact optimisées par Bolink et al. conduit à des gains d'efficacité supérieurs à 20 %6. La co-évaporation conduit généralement à des films compacts et homogènes, est rapide et facilement évolutive et offre un meilleur contrôle du traitement dans des conditions reproductibles. Les deux principales approches utilisées de nos jours sont basées soit sur a) la co-évaporation stationnaire simultanée à partir de différentes sources ou b) le traitement séquentiel, où un seul composant est d'abord déposé (normalement l'halogénure de plomb, par exemple PbI\(_2\)). Cette couche de précurseur est ensuite transformée en pérovskite, par exemple par exposition à une atmosphère MAI ou par dépôt du MAI suivi d'un recuit7,8.

Les tentatives de combiner en partie les deux approches sont rares, c'est-à-dire de passer à une co-évaporation non stationnaire où l'application des deux précurseurs n'est pas totalement synchronisée et stationnaire. C'est encore plus étonnant, car c'est en fait l'un des principaux avantages de la co-évaporation par rapport au traitement en solution : la quantité et le rapport des précurseurs arrivant sur le substrat peuvent être modifiés pendant le traitement. À titre d'exemple pour d'autres technologies photovoltaïques, des cellules solaires co-évaporées à haut rendement basées sur des absorbeurs de chalcopyrite Cu(In,Ga)Se\(_2\) sont préparées avec un schéma d'évaporation complexe pauvre en Cu/riche en Cu/pauvre en Cu conduisant à des propriétés d'absorption optimales et à un gradient de bande interdite soigneusement conçu dans l'absorbeur9.

En ce sens, la co-évaporation non stationnaire porte non seulement le potentiel de faire varier la composition de l'absorbeur pendant la croissance, mais également d'initier ou de terminer la croissance avec des compositions de précurseurs spécifiques. De plus, il est assez difficile dans une fabrication industrielle en ligne, où les substrats sont normalement transportés à travers une série de sources d'évaporation linéaires, d'assurer le flux continu homogène et stationnaire de rapports de précurseurs constants sur le substrat, comme c'est le cas dans une configuration de laboratoire stationnaire.

Ces considérations nous ont motivés à étudier l'impact de la pré-évaporation des précurseurs, en commençant l'évaporation avec des couches de germes au lieu d'une évaporation continue. Cette approche poursuit nos travaux antérieurs dans ce sens pour les cellules solaires dans une configuration de pincement régulier10. À notre connaissance, il s'agit jusqu'à présent du seul travail prenant en compte ce type de co-évaporation asynchrone et non stationnaire, où nous avons constaté qu'une pré-évaporation des couches de germination PbI\(_2\) était grandement bénéfique pour les performances des cellules solaires. Nous avons soutenu que la couche de germe PbI\(_2\) a initié la cristallisation, augmenté le coefficient d'adhérence et conduit à la croissance d'un absorbeur MAPI avec des propriétés améliorées. Cependant, en fin de compte, il restait difficile de savoir si l'amélioration des performances provenait d'une croissance améliorée de l'absorbeur (en raison de la nucléation différente sur la couche de germe PbI\(_2\)) ou d'une interface améliorée avec la couche de transport d'électrons (ETL).

Afin d'élucider cette question, nous présentons ici nos premiers résultats sur de nouveaux schémas de pré/post-évaporation pour les cellules solaires à pérovskite inversée basés sur une structure pin avec NiO comme couche de transport de trous (HTL) et une double couche ETL basée sur [6,6]-Phenyl C61 butyric acid methyl ester (PCBM) et ZnO. Nous utilisons différents schémas pré/post-dépôt de MAI et PbI\(_2\) et rapportons leur impact sur la croissance de l'absorbeur en termes de cristallisation et de morphologie et sur les performances dans des dispositifs de cellules solaires complets.

La motivation d'utiliser une configuration de cellule solaire inversée est double : d'une part, cela nous permet de comparer directement les résultats obtenus dans nos travaux précédents et d'étudier l'impact des schémas de pré/post-évaporation pour une configuration de couche de contact inversée (PbI\(_2\) pré-évaporation sur le HTL au lieu de la couche ETL). D'autre part, l'utilisation d'une configuration de dispositif inversée est motivée par notre objectif à long terme de fabriquer des dispositifs en tandem, où une cellule solaire en configuration de broche est nécessaire pour assurer la direction correcte du flux de courant dans la cellule supérieure par rapport à la diode de la cellule inférieure (cellule solaire en Si de type p ou chalcopyrite).

Des cellules solaires ont été préparées sur des substrats de verre recouverts de couches conductrices transparentes d'oxyde d'indium-étain (ITO) dans une structure de broche inversée. L'architecture de cellules empilées utilisée est basée sur NiO comme couche de transport de trous (HTL) et une couche de transport d'électrons bicouche (ETL) composée d'ester méthylique d'acide phényl-C61-butyrique (PCBM) et de nanoparticules de ZnO. La cellule solaire complète est constituée d'un empilement de couches verre/ITO/NiO/MAPI/PCBM/ZnO/Ag. Les détails concernant la préparation des échantillons, les paramètres de dépôt ETL/HTL, la fabrication des cellules solaires et la méthodologie de caractérisation peuvent être trouvés dans les informations complémentaires.

La co-évaporation des absorbeurs MAPI a été réalisée dans une chambre à vide poussé (pression de base \(10^{-5}\)mbar) avec deux sources d'évaporation remplies respectivement de MAI et de PbI\(_2\). La configuration est décrite en détail dans les travaux de Heinze et al., où des schémas de traitement dynamique comprenant le pré-dépôt de différentes couches de graines ont été développés pour des cellules solaires régulières dans une structure de pincement dans le même système10. D'autres détails expérimentaux sur la configuration d'évaporation et les méthodologies de caractérisation peuvent être trouvés dans les informations complémentaires.

Les absorbeurs MAPI ont été synthétisés en co-évaporant MAI et PbI\(_2\). Les paramètres de dépôt optimaux concernant les rapports de flux optimaux pour des compositions d'absorbant quasi stoechiométriques avaient été déterminés précédemment (voir référence 10). Suite à ce travail, nous avons porté les deux creusets à leur température cible respective en 900 s. Une température de source constante de PbI\(_2\) de 288\(^\circ\)C a été utilisée pour toutes les expériences. La température cible pour la rampe de température du creuset MAI a été fixée à 115\(^\circ\)C. En raison de sa pression de vapeur élevée et de la dispersion des particules, le MAI ne s'évapore pas de manière directionnelle5. En conséquence, le flux MAI ne peut pas être facilement contrôlé par la seule température de la source, ni par la microbalance à cristal de quartz installée. Conformément à 10, 11, le flux de MAI a donc été contrôlé en ajustant la température de la source de MAI afin de maintenir une pression de travail constante dans le système d'évaporation. La pression de travail constante optimale avait été préalablement déterminée et fixée à 7,5\(\times 10^{-5}\)mbar10.

Notre installation d'évaporation est équipée d'une installation de diffraction des rayons X in situ (in situ XRD). Il se compose d'une source de rayons X Cu K\(\alpha\) et d'un réseau de détecteurs linéaires disposés de part et d'autre de la chambre à vide. Les rayons X entrent et sortent de la chambre par des fenêtres Kapton permettant l'enregistrement de scans XRD dans une plage angulaire 2\(\Theta\) de 28\({^\circ }\). Des détails sur la configuration expérimentale peuvent être trouvés dans les informations complémentaires et dans les références10,12.

Dans ce travail, des absorbeurs MAPI ont été déposés sur des substrats verre/ITO/NiO dans une variante de quatre schémas d'évaporation différents. Chaque processus a été réalisé avec au moins 4 échantillons (3 cellules solaires sur chaque échantillon) permettant une petite comparaison statistique. Une boîte à gants remplie d'azote est directement attachée à notre système d'évaporation, permettant l'insertion/extraction de l'échantillon/du matériau source dans des conditions de travail inertes. Les quatre schémas d'évaporation différents sont illustrés schématiquement sur la figure 1 et seront nommés tout au long de ce travail avec les abréviations suivantes.

Représentation schématique des schémas de co-évaporation utilisant des précurseurs PbI\(_2\) et MAI sur des substrats verre/ITO/NiO pour développer MAPI. Alors que le PbI\(_2\) s'évapore sous forme de flux moléculaire, le MAI est distribué de manière homogène dans la chambre, augmentant la pression totale de la chambre13,14. Différents schémas d'évaporation (Evaporation 1-4) par choix de différentes conditions d'évaporation initiales/finales ont été testés et comparés en ce qui concerne leur impact sur la croissance cristalline et les propriétés électroniques de l'absorbeur.

Le temps d'évaporation total était de 10100 s pour Eva 1-3 et de 10700 s pour Eva 4. Les temps de pré- ou post-évaporation ont été fixés à 600 s, ce qui a conduit à des épaisseurs totales d'absorbeur de l'ordre de 300 nm. Selon nos mesures de flux effectuées précédemment, l'épaisseur de la couche pendant les séquences de pré/post-évaporation de 600 secondes est comprise entre 10 nm et 20 nm.

Une fois l'évaporation MAPI terminée, 3 échantillons sur 4 ont été transformés en cellules solaires dans une atmosphère d'azote en ajoutant une couche de transport d'électrons PCBM/ZnO (ETL). Enfin, les contacts Ag ont été évaporés dans une chambre à vide séparée. Les caractéristiques jV des cellules solaires ont été mesurées sous un éclairage AM1.5 simulé. Des détails sur la préparation de l'échantillon et le dépôt de la couche de contact peuvent être trouvés dans les informations complémentaires. Sur l'échantillon restant, les mesures TRPL, SEM et EDX ont été effectuées dans cet ordre. Pour l'analyse SEM, l'échantillon a été coupé en deux permettant l'imagerie en coupe.

La figure 2 montre EVA 4 comme exemple pour l'évolution des températures du creuset, de la pression de la chambre (à gauche) et de la lecture de la microbalance à cristal de quartz (QCM) pour l'évaluation de la masse déposée (à droite). Une comparaison des schémas d'évaporation restants peut être trouvée dans les informations complémentaires. Le contrôle de l'obturateur pour le pré-dépôt de MAI et le post-dépôt de PbI\(_2\) a été ajusté au schéma de chauffage comme indiqué par des lignes pointillées dans les tracés. Les intervalles de pré- et post-dépôt sont marqués par les rectangles de couleur (violet : MAI pré-évaporation, jaune : PbI\(_2\) post-évaporation). Pour le pré-dépôt de MAI, le dépôt de MAI a commencé 600 s plus tôt et, par conséquent, le post-dépôt de PbI\(_2\) dans Eva 4 a été effectué en éteignant le réchauffeur MAI, en fermant l'obturateur MAI et en poursuivant le dépôt de PbI\(_2\). Les substrats n'étaient pas activement chauffés et la température du substrat est restée à peu près constante pour toutes les évaporations commençant à \(T_{subs} =\) 12 °C et atteignant \(T_{subs} =\) 16 °C à la fin du processus.

Pré-évaporation de MAI en combinaison avec post-dépôt de PbI\(_2\) (Eva 4). Le graphique de gauche montre les températures et la pression pour tout le temps d'évaporation, l'image de droite visualise la dérivée temporelle de la fréquence calculée à partir de la fréquence mesurée par le QCM.

Sur le côté droit de la Fig. 2, la dérivée temporelle de la fréquence QCM est affichée. Cette quantité est proportionnelle au taux de masse déposée modifié par les constantes de matière du cristal de quartz et visualise la cinétique de dépôt15. L'évolution de la dérivée temporelle de la fréquence QCM montre qu'une certaine masse est déjà déposée avant l'ouverture des obturateurs, ce qui s'explique par le comportement d'évaporation non directionnelle de MAI13,14. Après l'ouverture de l'obturateur MAI, la pente augmente, conformément à l'augmentation observée de la pression de la chambre (à gauche). Lorsque l'obturateur PbI\(_2\) est ouvert, la pente augmente à nouveau jusqu'à ce qu'un dépôt stable soit atteint environ 3000 s après le démarrage du processus. Lorsque l'obturateur MAI est fermé, le taux de dépôt diminue légèrement en raison du flux MAI manquant indiquant le post-dépôt de PbI\(_2\).

Les processus de dépôt ont été surveillés avec le système XRD in situ attaché à la chambre d'évaporation, comme illustré à la Fig. 3. Ici, l'évolution de l'intensité XRD est codée par couleur dans des cartes de couleurs où l'axe des x représente l'évolution du temps de traitement et l'axe des ordonnées représente l'angle de diffraction. Les cartes de couleurs sont normalisées à la valeur maximale de chaque mesure. Tous les pics visibles depuis le début appartiennent soit au substrat (verre/ITO/NiO) soit au porte-substrat et ne seront pas abordés ici. L'ensemble détecteur a deux angles morts à 17,5\({^\circ }\) et 26,5\({^\circ }\).

Eva 1 n'a montré aucun signe de cristallisation ou de croissance de film mince cristallin; aucun pic corrélé à MAPI, MAI ou PbI\(_2\) n'était observable. Cependant, visuellement, les substrats étaient sombres après le processus de co-évaporation et les coupes transversales SEM ont confirmé le dépôt d'un film mince de 300 nm. Pour le cas d'Eva 2, un pic de PbI\(_2\) (001) à 12,5\({^\circ }\)16 peut être observé commençant environ 30min après le début du processus. Après environ 60 minutes, les pics tétragonaux MAPI (110) et (114)17 à 14\({^\circ }\) et 31,5\({^\circ }\), respectivement, deviennent visibles. Pour le troisième schéma d'évaporation avec pré-évaporation MAI (EVA 3), aucun pic de PbI\(_2\) n'a été détecté. Les pics MAPI tétragonaux sont apparus plus tôt à environ 45 minutes et avec une intensité accrue par rapport aux pics du substrat.

Scans XRD in situ d'Eva 1 (à gauche), Eva 2 (au milieu) et Eva 3 (à droite). La flèche jaune marque le pic significatif de PbI\(_2\) tandis que les flèches rouges indiquent les pics significatifs de MAPI16,17. Les intervalles de pré-évaporation sont marqués par des rectangles de couleur (jaune : PbI\(_2\) pré-évaporation, violet : MAI pré-évaporation).

Images SEM en coupe des absorbeurs de pérovskite d'Eva 1 (en haut à gauche), Eva 2 (en haut à droite), Eva 3 (en bas à gauche) et Eva 4 (en bas à droite). Le grossissement a été fixé à 80000.

La figure 4 affiche des images au microscope électronique à balayage en coupe (MEB) des absorbeurs. L'épaisseur de l'absorbeur d'Eva 1-3 a été mesurée à environ 300 nm, seule Eva 4 était légèrement plus mince à environ 250 nm. Entre l'absorbeur et la couche d'ITO (environ 180 nm), la couche de NiO peut être identifiée comme une ligne mince et brillante avec une structure de grain distincte et une épaisseur d'environ 25 nm. La morphologie de l'absorbeur EVA 1 sur la figure 4 montre des particules rondes et une certaine porosité, tandis que pour l'absorbeur Eva 2, aucune structure granulaire distincte n'est observée, mais une section transversale plutôt homogène. Pour Eva 3 et Eva 4, on distingue clairement des structures granulaires de quelques dizaines à cent nanomètres. Une discussion plus approfondie et des images de morphologie peuvent être trouvées dans les informations complémentaires.

La détection d'éléments plus légers comme le carbone ou l'azote n'était pas possible avec une précision suffisante dans la configuration utilisée18, empêchant la quantification directe du méthylammonium via EDX. Dans le tableau 1, les résultats des mesures EDX pour Pb et I sont répertoriés pour la comparaison de tous les processus. La pérovskite stoechiométrique a la formule chimique ABX\(_3\)19 conduisant à un rapport \(\frac{I}{Pb}\) nominal de 3. Nous évaluons la stoechiométrie selon le rapport [I] à [Pb] \(\frac{I}{Pb}\), où des valeurs supérieures à 3 seraient attendues pour des absorbants riches en MAI et des valeurs inférieures à 3 indiquent des pérovskites riches en PbI\(_2\). Nous concluons que tous les absorbeurs avaient une composition quasi stoechiométrique, Eva 1, 2 et 4 étant légèrement riches en PbI\(_2\) tandis que Eva 3 (avec MAI pré-déposé) était légèrement riche en MAI (rapport I/Pb de 3,08).

L'influence d'une couche supérieure de PbI\(_2\) post-déposée (Eva 4) a été analysée qualitativement par des mesures TRPL de l'absorbeur depuis la face supérieure. La figure 5 affiche uniquement les intensités laser les plus faibles (\(0,001 \cdot I_0\)) et les plus élevées (\(I_0\)) qui ont été utilisées dans une série d'intensités différentes. Nous n'avons détecté aucune dégradation de la photo lors de ces mesures et lors des mesures de contrôle ultérieures.

Comparaison des mesures TRPL d'Eva 3 et Eva 4 avec une faible intensité laser (\(0,001 \cdot I_0\), à gauche) et une intensité laser élevée (\(I_0\), à droite). Le faisceau incident était focalisé sur la face supérieure de l'absorbeur, qui était également la zone de détection des photons. L'atténuation de l'intensité du laser à \(0,001 \cdot I_0\) a été rendue possible en utilisant un filtre gris neutre.

En général, les décroissances de photoluminescence observées ne sont pas strictement mono-exponentielles, indiquant une combinaison de processus de recombinaison20. Les temps de décroissance pour les courbes de faible intensité sont approximativement similaires pour les deux schémas d'évaporation. Un champ électrique intégré séparant rapidement les porteurs de charge générés est une explication possible des temps de décroissance courts à de faibles niveaux d'injection, un effet qui serait contrebalancé par la phototension générée à des niveaux d'injection plus élevés. Dans des conditions d'éclairage élevées, le signal mesuré est significativement différent entre Eva 3 et Eva 4. La décroissance plus rapide d'Eva 4 pourrait s'expliquer par une meilleure extraction des porteurs de charge due à la couche d'iodure de plomb post-évaporée. Cela entraînerait une accumulation moindre de porteurs de charge et donc une extinction du signal TRPL.

Après avoir terminé les dispositifs de cellules solaires par dépôt d'ETL et de couches de contact, les courbes jV ont été mesurées sous la lumière du soleil AM1.5 simulée dans les directions de balayage de tension ascendante et descendante. Les courbes jV des cellules solaires les plus performantes mesurées dans les sens ascendant et descendant sont tracées pour chaque cycle d'évaporation exemplaire à la Fig. 6, tandis que les paramètres moyens des cellules solaires sont répertoriés dans le tableau 2. Une analyse plus détaillée de la distribution des données des paramètres de la cellule solaire pour chaque schéma d'évaporation peut être trouvée dans les informations complémentaires.

La meilleure cellule solaire pour le schéma d'évaporation simultanée (pas de pré-/post-dépôt) (Eva 1, graphique en haut à gauche sur la Fig. 6) a donné un dispositif avec un comportement de redressement, une tension en circuit ouvert d'environ 900 mV, un faible facteur de remplissage (42 % en sens ascendant et 57 % en sens descendant) et peu d'hystérésis. En raison de la densité de courant de court-circuit plutôt faible, inférieure à 3 mA/cm\(^{2}\), l'efficacité du meilleur dispositif pour ce schéma d'évaporation était limitée à environ 1 %. Lorsque le PbI\(_2\) est pré-évaporé (EVA 2, graphique en haut à droite), les performances des cellules solaires correspondantes sont encore plus faibles, principalement en raison du facteur de remplissage drastiquement diminué (38 % dans les deux sens). La courbe jV ne montre maintenant presque aucun comportement de redressement et l'efficacité moyenne de toutes les cellules solaires de ce schéma d'évaporation était limitée à bien en dessous de 1 %. Cela contraste clairement avec nos attentes et les résultats de Heinze et al. en 10, où la pré-évaporation du PbI\(_2\) a entraîné une augmentation de la densité de courant de court-circuit et des performances globales des cellules solaires à base de pincement.

Caractérisation jV d'Eva 1 (en haut à gauche), Eva 2 (en haut à droite), Eva 3 (en bas à gauche) et Eva 4 (en bas à droite).

Au contraire, une grande amélioration de la densité de courant de court-circuit a été observée pour EVA 3 (en bas à gauche), où MAI au lieu de PbI\(_2\) était pré-évaporé. Pour ce schéma d'évaporation, des rendements de cellules solaires supérieurs à 6 % ont été obtenus. Une autre amélioration a été observée par un post-dépôt supplémentaire de PbI\(_2\) (Eva 4, en bas à droite) : ici, l'efficacité de la meilleure cellule solaire est élevée à 6,7 % (descendant) et 6,8 % (ascendant). Cette augmentation est principalement due à la meilleure tension en circuit ouvert supérieure à 1V et à un facteur de remplissage amélioré (supérieur à 70%).

L'efficacité globale des cellules solaires des dispositifs présentés dans ce travail est bien en deçà de l'état de l'art actuel des cellules solaires à pérovskite évaporée. Malgré cela, un impact clair du schéma d'évaporation sur les performances des cellules solaires peut être observé à la fois dans les courbes jV des meilleures cellules et dans la liste des paramètres moyens. Nous tenons à souligner le fait que nous avons reproduit ces résultats et que la méthodologie et l'équipement de co-évaporation utilisés ici sont identiques à ceux présentés dans notre publication précédente (10) et ont donc prouvé qu'ils fournissaient des MAPI de qualité absorbante avec des efficacités raisonnables. Malgré nos efforts, dans la configuration à broches inversées, nous n'avons pas été en mesure jusqu'à présent de produire des cellules solaires avec un MAPI co-évaporé supérieur à 8 % d'efficacité, contrairement à la configuration de pincement régulière où nous avons atteint des efficacités d'environ 15 %. Comme les mêmes conditions de traitement ont été appliquées, nous pensons que les principaux problèmes de nos dispositifs à broches résident toujours dans les couches de contact, qui nécessitent une optimisation supplémentaire.

Le raisonnement principal en est que les paramètres de dépôt utilisés dans ce travail correspondaient à ceux utilisés dans notre publication précédente sur la structure de cellule solaire régulière, où des efficacités de dispositif satisfaisantes avaient effectivement été obtenues. La sous-performance des dispositifs présentés dans les travaux en cours ne devrait donc pas être liée aux conditions de croissance de l'absorbeur en soi, mais doit être en quelque sorte liée à la variation des couches de substrat/contact.

Cependant, compte tenu des conditions de traitement comparables, nous sommes en mesure de tirer plusieurs conclusions précieuses et importantes en tenant compte de nos travaux actuels et antérieurs, comme nous le verrons dans ce qui suit.

Baekbo et al. ont montré que la décomposition du MAI en structures plus petites (principalement HI et CH\(_3\)NH\(_2\)) se produit lorsque le MAI est évaporé13. La cinétique d'adsorption a été décrite par Kim et al. discuter de l'adsorption de PbI\(_2\) et MAI sur la surface du substrat21. Les deux groupes n'ont mesuré qu'un impact mineur du flux MAI sur l'équilibre du cristal de quartz. Par conséquent, la suggestion de Kim et al. a été fait que le processus de nucléation consiste en une couche germe de PbI\(_2\) qui est utilisée comme liaison préférentielle pour les composants MAI. MAPI est ensuite formé par des processus de diffusion de MAI à travers les couches de graines PbI\(_2\). Ces processus de diffusion ont également été décrits pour PbCl\(_2\) par Bækbo et al. et Chen et al. tandis que ce dernier travail a montré une conversion d'une couche de 150nm PbCl\(_2\) en MAPbCl\(_3\)13,22. Pour les évaporations simultanées, Parrott et al. ont montré que la croissance commence par la nucléation de petits îlots de 8nm de hauteur23. Heinze et al. ont montré qu'une cristallisation initiale de PbI\(_2\) est possible lors d'une évaporation simultanée en fonction de la pression de chambre ciblée10.

Ici, nous avons observé que le pré/post-dépôt de l'un des deux précurseurs dans la co-évaporation à double source des absorbeurs de pérovskite a un fort impact sur les propriétés de l'absorbeur et les performances des cellules solaires. Fait intéressant, les couches de germination PbI\(_2\) (Eva 2) ne conduisent ni à une meilleure cristallisation ni à une amélioration des performances des cellules solaires. La DRX in situ a montré que les couches de germination PbI\(_2\) pré-déposées dans Eva 2 n'étaient pas entièrement converties en MAPI, mais restaient sans réagir tout au long du dépôt. Par conséquent, une formation axée sur la diffusion de MAPI n'était, au moins, pas terminée. Heinze et al. ont signalé une augmentation de l'efficacité des cellules solaires avec la pré-évaporation de PbI\(_2\) dans la structure de pincement, même avec les pics restants de PbI\(_2\) XRD10. Nous concluons donc que le PbI\(_2\) lui-même n'est pas nécessairement préjudiciable à l'absorbeur, par exemple en introduisant des défauts profonds à l'interface MAPI/PbI\(_2\). Au contraire, le PbI\(_2\) a été revendiqué comme ayant un effet passivant dans plusieurs travaux24,25. L'effet néfaste des couches de germe PbI\(_2\) dans ce travail est donc attribué à leur emplacement du côté HTL dans la structure de la broche. En fait, le dépôt de PbI\(_2\) du côté ETL du dispositif par post-dépôt a montré une amélioration (EVA 4), similaire aux couches de germe dans la structure de pincement de Heinze et al10.

De plus, il a été constaté que seuls les procédés avec une couche de germe MAI (Eva 3 et Eva 4) obtenaient une structure absorbante avec une structure granulaire distincte et une performance améliorée des cellules solaires. Muscarella et al. ont montré que l'orientation du plan cristallin ne détermine pas nécessairement les propriétés électroniques ou optiques, mais Hsiao et al. supposons un effet positif des grains plus gros en raison de moins d'interfaces en tant que centres de recombinaison entre les contacts14,26.

Ou et al. ont constaté que les propriétés électroniques de MAPI dépendent fortement du rapport MAI/PbI\(_2\) permettant différents états de dopage du dopé p au dopé n, ce qui est causé par le placement de défauts donneurs dans le réseau cristallin27. Cependant, les propriétés électroniques ne sont pas seulement influencées par les électrons et les trous en tant que porteurs de charge. Eames et al. ont montré que la migration ionique de l'iode et donc les effets sur le diagramme de bande en fonction de la stoechiométrie se produisaient dans MAPI28. Les mesures EDX ont révélé que les films préparés au cours de ce travail étaient en moyenne soit presque stoechiométriques, soit légèrement riches en PbI\(_2\). En référence aux travaux de Ou et al., cela implique que les absorbeurs MAPI sont en moyenne intrinsèques ou dopés n à des degrés différents.

Afin d'expliquer les différences mesurées dans les performances des cellules solaires, nous présentons deux modèles hypothétiques sous forme d'expériences de pensée. Les figures 7 et 8 montrent des illustrations de ces effets possibles des différents schémas d'évaporation sur la structure électronique de nos dispositifs. Les graphiques présentent des croquis schématiques de diagrammes de bandes possibles, où les emplacements de la bande de valence, de la bande de conduction et du niveau de Fermi correspondent aux données de la littérature telles que mesurées par PES dans les références24,29,30,31,32,33.

Selon ces données de la littérature, en raison du décalage de bande dans la bande de valence, une conversion incomplète de la couche PbI\(_2\) recouvrant le NiO (Eva 2) conduirait à une barrière de blocage des trous comme indiqué dans le diagramme de bande présenté à la Fig. 7. Une telle barrière d'énergie pour les trous se déplaçant vers le HTL pourrait réduire considérablement les performances de la cellule solaire. Des calculs numériques basés sur des données expérimentales ont déjà montré la possibilité et l'effet d'un tel décalage de bande pour une interface PbI\(_2\)/MAPI34.

Si du PbI\(_2\) (Eva 4) non converti est placé au-dessus de l'absorbeur, l'effet serait inverse : ici, à côté de l'ETL, un blocage des trous tout en laissant passer les électrons favoriserait en fait l'effet de filtrage de l'ETL.

Les mesures TRPL montrent que les temps de décroissance pour les intensités d'éclairage élevées sont réduits pour les échantillons avec PbI\(_2\) post-dépôt. Une explication possible est une plus grande densité de défauts de piégeage dans le cas de la couche MAPI pure ou de l'interface MAPI/PCBM, ce qui prolongerait artificiellement le temps de décroissance observé au-delà de la durée de vie des porteurs de charge par réémission à partir des états de piège35. Une suppression des états de piège à l'interface par passivation avec PbI\(_2\) conduirait à son tour à des temps de décroissance TRPL réduits, ce qui est une interprétation possible de nos données TRPL.

Golubev et al. a étudié numériquement l'impact des couches tampons en particulier pour une interface MAPI/C\(_{60}\). Ils ont calculé l'influence des états de défaut sur la tension en circuit ouvert, qui augmente pour un plus petit nombre de ces états36.

Illustration schématique des diagrammes de bande possibles comprenant des couches non converties d'iodure de plomb. L'image de gauche montre la cellule solaire avec un absorbeur MAPI entièrement converti sans PbI\(_2\) résiduel (Eva 1). L'image du milieu montre la cellule solaire avec une couche supplémentaire de PbI\(_2\) au-dessus du NiO (Eva 2). L'image de droite montre le cas d'une couche d'iodure de plomb non convertie au-dessus de l'absorbeur MAPI (Eva 4).

De plus, leurs recherches numériques se sont appuyées sur les travaux expérimentaux de Liu et al., qui ont signalé une diminution significative de l'intensité de la photoluminescence (PL) et une augmentation des performances des cellules solaires après avoir placé une couche de C\(_{60}\) au-dessus d'une pérovskite37,38. Les études numériques ont montré que cette augmentation des performances est probablement le résultat d'une plus grande mobilité des porteurs de charge à l'interface pérovskite/C\(_{60}\), et donc d'un meilleur transport de charge à travers cette interface36. Cela explique la diminution de PL par une meilleure extraction des porteurs de charge de l'absorbeur, ce qui conduit à moins de recombinaison radiative et donc à une intensité de PL plus faible. La couche PbI2 post-déposée pourrait agir de la même manière que la couche tampon C \ (_ {60} \), car les temps de décroissance à haute intensité dans nos expériences étaient plus courts par rapport à l'échantillon sans post-dépôt, tandis que la tension en circuit ouvert augmentait. Ces considérations correspondraient également aux recherches de Jacobsson et al., qui ont étudié l'influence de l'iodure de plomb résiduel sur l'absorbeur MAPI24. Ils ont découvert qu'un excès d'iodure de plomb peut améliorer l'extraction des porteurs de charge et conduit à une trempe du PL. Ce serait une deuxième interprétation possible de la réduction observée des temps de décroissance TRPL en combinaison avec une tension de circuit ouvert améliorée. Des mesures supplémentaires à cet égard sont nécessaires pour aboutir à des résultats plus concluants.

Un modèle de pensée différent expliquant l'augmentation des performances pour les schémas de pré/post-dépôt est présenté à la Fig. 8. Comme indiqué précédemment, la stoechiométrie a une influence directe sur le dopage MAPI27. La structure de pincement a montré des performances améliorées lorsque le PbI2 a été pré-évaporé10,13. Même pour les couches PbI\(_2\) entièrement converties, on pourrait s'attendre à ce que les premières couches MAPI après la pré-évaporation PbI\(_2\) possèdent une stoechiométrie riche en PbI\(_2\). Dans le cas de la structure pin, cela conduirait à des zones dopées n de MAPI proches du HTL27,39,40. Dans l'autre sens, un pré-dépôt de MAI conduirait à une interface absorbante dopée p adjacente au HTL.

Illustration schématique des diagrammes de bande résultant des gradients de dopage dans l'absorbeur MAPI. Ici, le cercle bleu illustre les électrons et le cercle rouge les trous. L'image de gauche montre la cellule solaire avec un absorbeur MAPI entièrement converti sans variations/gradients de stoechiométrie (Eva 1). L'image du milieu montre un absorbeur MAPI avec une stoechiométrie riche en MAI à l'interface NiO et une stoechiométrie riche en PbI\(_2\) à l'interface ETL (Eva 4). L'image de droite montre un absorbeur MAPI dont la stoechiométrie est riche en PbI\(_2\) à l'interface NiO et riche en MAI au-dessus de l'absorbeur (Eva 2).

Suivant cette ligne de pensée, les pré- et post-évaporations induisent des gradients de stoechiométrie dans l'absorbeur, qui à leur tour entraînent des gradients de dopage et une courbure de bande de l'absorbeur aux interfaces. Si la courbure de la bande correspond à l'alignement de l'ETL et du HTL, la séparation et la migration des porteurs de charge vers les contacts correspondants sont prises en charge. Sinon, l'extraction de la charge est entravée. Cela signifierait également que même si les couches de PbI2 pré-déposées étaient entièrement converties en MAPI dans la structure de broches (inversée), cette configuration n'est pas préférable en raison de la flexion de bande non concordante. En transférant ces considérations à la pré-évaporation de MAI et à la post-évaporation de PbI2 (Eva 4), l'absorbeur serait dopé p sur l'interface NiO (riche en MAI), intrinsèque dans la masse (stœchiométrique) et dopé n à l'interface PCBM (riche en PbI\(_2\)), une configuration qui favoriserait l'extraction de charge. Ces scénarios sont représentés schématiquement à la Fig. 8.

Bien que nous ne soyons pas en mesure de faire la distinction entre les deux hypothèses ou de les confirmer davantage à ce stade, nous les présentons ici afin d'inspirer d'autres réflexions dans ce sens et souhaitons encourager des recherches supplémentaires dans cette direction. Il est clair que les deux effets pourraient également se produire à des degrés différents en parallèle.

Ce travail a montré que le pré-dépôt de PbI\(_2\) dans la structure de broche inversée (Eva 2) est fortement préjudiciable aux performances des cellules solaires en pérovskite, contrairement à nos résultats précédents pour les cellules solaires dans la configuration de pincement régulier. Au contraire, la pré-évaporation de MAI en combinaison avec la post-évaporation de PbI\(_2\) est bénéfique (Eva 4) et a montré les meilleurs rendements des cellules solaires. Alors que la pré-évaporation de MAI a fortement amélioré la densité de courant de court-circuit, le post-dépôt de PbI\(_2\) a principalement entraîné une augmentation du facteur de remplissage et de la tension en circuit ouvert.

Deux modèles de pensée expliquant potentiellement l'influence des schémas d'évaporations séquentielles sur les performances mesurées ont été décrits. Le premier modèle suppose l'évaporation d'une couche de PbI\(_2\) non convertie pour créer une barrière d'énergie pour les trous dans la structure de la broche en raison du décalage de bande non concordant24,29,30,31,32,33. Cela serait bénéfique à l'interface ETL (post-dépôt de PbI\(_2\)), mais pas souhaitable du côté HTL. Le deuxième modèle suppose une conversion des couches pré- et post-évaporées, mais avec un gradient de stoechiométrie restant, aboutissant finalement à un profil de dopage au sein de l'absorbeur. Par pré- et post-évaporation de MAI et/ou PbI\(_2\), il est possible d'ajuster le dopage du MAPI à l'interface haut/bas et donc de créer une courbure de bande qui aide ou entrave la séparation des porteurs de charge13,21,27,39,40. Les deux modèles ne sont pas en conflit l'un avec l'autre et, dans la pratique, une combinaison des deux effets est considérée comme la plus probable.

Pour la première fois, différentes séquences de pré- et post-dépôt ont été appliquées aux cellules solaires MAPI en configuration pin. Nos résultats soulignent l'importance de prendre en compte les variations de stoechiométrie au sein de l'absorbeur et à l'interface de l'absorbeur pendant le traitement, en particulier compte tenu du traitement industriel en ligne avec des substrats non stationnaires. Avec nos résultats précédents, ce travail souligne l'importance des étapes initiales et finales d'un processus de co-évaporation et met en lumière les concepts de base des schémas de traitement non stationnaires stimulant à la fois des recherches scientifiques passionnantes et des options de traitement technologiques innovantes. Nous sommes convaincus que nos résultats et nos lignes de pensée permettront et déclencheront un large éventail d'activités de recherche supplémentaires sur les schémas dynamiques et pré/post-évaporation pour les absorbeurs de cellules solaires co-évaporées.

Les ensembles de données générés et analysés au cours de la présente étude sont disponibles auprès de l'auteur correspondant sur demande raisonnable.

Manser, JS, Christians, JA & Kamat, PV Propriétés optoélectroniques intrigantes des pérovskites aux halogénures métalliques. Chim. Rév. 116, 12956–13008. https://doi.org/10.1021/acs.chemrev.6b00136 (2016).

Article CAS PubMed Google Scholar

Mitzi, D. Introduction : Pérovskites. Chim. Rév. B 119, 3033–3035. https://doi.org/10.1021/acs.chemrev.8b00800 (2019).

Article CAS Google Scholar

Vert, MA et al. Tableaux d'efficacité des cellules solaires (version 59). Programme. Photovoltaïque Rés. Appl. 30, 3–12. https://doi.org/10.1002/pip.3506 (2021).

Article Google Scholar

Liu, M., Johnston, MB et Snaith, HJ Cellules solaires à pérovskite à hétérojonction planaires efficaces par dépôt en phase vapeur. Nature 501, 395–398. https://doi.org/10.1038/nature12509 (2013).

Article ADS CAS PubMed Google Scholar

Ávila, J., Momblona, C., Boix, PP, Sessolo, M. & Bolink, HJ Pérovskites déposées en phase vapeur : la voie vers la production de cellules solaires à haute performance ?. Joule 1, 431–442. https://doi.org/10.1016/j.joule.2017.07.014 (2017).

Article CAS Google Scholar

del Rey, DP, Boix, PP, Sessolo, M., Hadipour, A. & Bolink, HJ Modification interfaciale pour les cellules solaires pérovskites déposées en phase vapeur à haut rendement basées sur une couche tampon d'oxyde métallique. J.Phys. Chim. Lett. 9, 1041-1046. https://doi.org/10.1021/acs.jpclett.7b03361 (2018).

Article CAS Google Scholar

Chen, C.-W. et coll. Cellules solaires à pérovskite de type planaire efficaces et uniformes par simple dépôt séquentiel sous vide. Adv. Mater. 26, 6647–6652. https://doi.org/10.1002/adma.201402461 (2014).

Article CAS PubMed Google Scholar

Chen, H. Dépôt séquentiel en deux étapes de pérovskite d'halogénure organométallique pour application photovoltaïque. Adv. Fonc. Mater. 27, 1605654. https://doi.org/10.1002/adfm.201605654 (2017).

Article CAS Google Scholar

Caballero, R. et al. Carence en Cu dans le CU(IN, GA)SE2 co-évaporé en plusieurs étapes pour les applications de cellules solaires : Microstructure et alliage en profondeur GA. Acta Mater. 58, 3468–3476. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2010.02.021 (2010).

Article ADS CAS Google Scholar

Heinze, KL et al. Importance de la pression partielle d'iodure de méthylammonium et du début d'évaporation pour la croissance d'absorbeurs d'iodure de plomb de méthylammonium co-évaporés. Sci. Rep. 11, 15299. https://doi.org/10.1038/s41598-021-94689-1 (2021).

Article CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Wang, S. et al. Films minces de pérovskite lisses et cellules solaires de pérovskite efficaces préparées par la méthode de dépôt hybride. J. Mater. Chim. A 3, 14631–14641. https://doi.org/10.1039/c5ta03593g (2015).

Article CAS Google Scholar

Pistor, P., Borchert, J., Fränzel, W., Csuk, R. & Scheer, R. Surveillance de la formation de phase de couches minces de pérovskite d'halogénure de plomb coévaporées par diffraction des rayons X in situ. J.Phys. Chim. Lett. 5, 3308–3312. https://doi.org/10.1021/jz5017312 (2014).

Article CAS PubMed Google Scholar

Bækbo, MJ, Hansen, O., Chorkendorff, I. & Vesborg, PCK Dépôt d'iodure de méthylammonium par évaporation - étude combinée cinétique et spectrométrique de masse. RSC Adv.8, 29899–29908. https://doi.org/10.1039/C8RA04851G (2018).

Hsiao, S.-Y. et coll. Cellules solaires perovskite déposées entièrement sous vide efficaces en contrôlant la pression partielle du réactif dans un vide poussé. Adv. Mater.28, 7013–7019. https://doi.org/10.1002/adma.201601505 (2016).

Sauerbrey, G. Utilisation de cristaux oscillants pour la pesée de couches minces et pour la micro-pesée. Z. Phys. 155, 206-222. https://doi.org/10.1007/BF01337937 (1959).

Article ADS CAS Google Scholar

Schaeffer, RW & Ardelean, M. Diffraction des rayons X sur poudre d'iodure de plomb orienté et intercalé. Poudre Diffr. 16, 16–19. https://doi.org/10.1154/1.1332077 (2001).

Article ADS CAS Google Scholar

Szafrański, M. & Katrusiak, A. Mécanisme des transitions de phase induites par la pression, de l'amorphisation et du décalage du bord d'absorption dans l'iodure de plomb de méthylammonium photovoltaïque. J.Phys. Chim. Lett. 7, 3458–3466. https://doi.org/10.1021/acs.jpclett.6b01648 (2016).

Article CAS PubMed Google Scholar

Laskin, A. & Cowin, JP Analyse sem/edx à particule unique automatisée de particules submicrométriques jusqu'à 0,1 µm. Anal. Chem.73, 1023-1029, https://doi.org/10.1021/ac0009604 (2001).

Tilley, R. Perovskites : Relations structure-propriété (Wiley, 2016).

Maiberg, M., Bertram, F., Müller, M. & Scheer, R. Étude théorique de la luminescence résolue en temps dans les semi-conducteurs. iv. Inhomogénéités latérales. J. Appl. Phys.121, 085703. https://doi.org/10.1063/1.4976102 (2017).

Kim, B.-S., Gil-Escrig, L., Sessolo, M. & Bolink, HJ Cinétique de dépôt et contrôle de la composition de la pérovskite CH3NH3PBI3 traitée sous vide. J.Phys. Chim. Lett. 11, 6852–6859. https://doi.org/10.1021/acs.jpclett.0c01995 (2020).

Article CAS PubMed Google Scholar

Chen, C.-W. et coll. Cellules solaires à pérovskite de type planaire efficaces et uniformes par simple dépôt séquentiel sous vide. Adv. Mater.26, 6647–6652, https://doi.org/10.1002/adma.201402461 (2014).

Parrott, ES et al. Modes de croissance et confinement quantique dans des films MAPBI3 ultrafins déposés en phase vapeur. Nanoscale 11, 14276–14284. https://doi.org/10.1039/C9NR04104D (2019).

Article CAS PubMed Google Scholar

Jacobsson, TJ et al. PBI2 non réagi comme une arme à double tranchant pour améliorer les performances des cellules solaires en pérovskite. Confiture. Chim. Soc. 138, 10331–10343. https://doi.org/10.1021/jacs.6b06320 (2016).

Article CAS PubMed Google Scholar

Supasai, T., Rujisamphan, N., Ullrich, K., Chemseddine, A. & Dittrich, T. Formation d'une interface CH3NH3PBI3/PBI2 passivante lors d'un chauffage modéré des couches CH3NH3PBI3. Appl. Phys. Lett. 103, 183906. https://doi.org/10.1063/1.4826116 (2013).

Article ADS CAS Google Scholar

Muscarella, LA et al. Orientation cristalline et taille des grains : déterminent-elles les propriétés optoélectroniques de la pérovskite MAPBI3 ?. J.Phys. Chim. Lett. 10, 6010–6018. https://doi.org/10.1021/acs.jpclett.9b02757 (2019).

Article CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Ou, Q. et al. Ingénierie de la structure de bande dans les nanostructures de pérovskite aux halogénures métalliques pour des applications optoélectroniques. Nano-matière. Sci.1, 268–287. https://doi.org/10.1016/j.nanoms.2019.10.004 (2019).

Eames, C. et al. Transport ionique dans les cellules solaires hybrides plomb-iodure pérovskite. Nat. Commun. 6, 7497. https://doi.org/10.1038/ncomms8497 (2015).

Article ADS CAS PubMed Google Scholar

Hellmann, T. et al. La structure électronique des cellules solaires à pérovskite à base de mapi : détermination détaillée du diagramme de bande par spectroscopie de photoémission comparant les empilements de dispositifs classiques et inversés. Adv. Energy Mater.10, 2002129. https://doi.org/10.1002/aenm.202002129 (2020).

Pecoraro, A., De Maria, A., Delli Veneri, P., Pavone, M. & Muñoz-García, AB Caractéristiques électroniques interfaciales dans les hétérostructures d'iodure de plomb méthyl-ammonium et d'oxyde de type p, nouvelles perspectives pour les cellules solaires à pérovskite inversée. Phys. Chim. Chim. Phys. 22, 28401–28413. https://doi.org/10.1039/D0CP05328G (2020).

Zhang, J., Morbidoni, M., Huang, K., Feng, S. et McLachlan, MA ZNO traité aqueux, respectueux de l'environnement, en tant que couche de transport d'électrons efficace pour le photovoltaïque à pérovskite aux halogénures métalliques traité à basse température. Inorg. Chim. Devant. 5, 84–89. https://doi.org/10.1039/C7QI00667E (2018).

Article CAS Google Scholar

Malinkiewicz, O. et al. Cellules solaires à base de pérovskite d'iodure de plomb de méthylammonium sans oxyde métallique: l'influence des couches de transport de charge organique. Adv. Energy Mater.4, 1400345. https://doi.org/10.1002/aenm.201400345 (2014). https://onlinelibrary.wiley.com/doi/pdf/10.1002/aenm.201400345.

Dachauer, R., Clemens, O., Lakus-Wollny, K., Mayer, T. & Jaegermann, W. Caractérisation de films minces d'iodure de plomb de méthylammonium fabriqués par exposition de couches d'iodure de plomb à de la vapeur d'iodure de méthylammonium dans un processus de transformation en creuset fermé. état physique solidi (a)216, 1800894. https://doi.org/10.1002/pssa.201800894 (2019).

Lodeiro, L. et al. Problèmes méthodologiques dans les calculs de premier principe des surfaces de CH3NH3PBI3perovskite : Confinement quantique et mouvement thermique. ACS Oméga 5, 29477–29491. https://doi.org/10.1021/acsomega.0c04420 (2020).

Article CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Maiberg, M., Hölscher, T., Zahedi-Azad, S. & Scheer, R. Étude théorique de la luminescence résolue dans le temps dans les semi-conducteurs. iii. Piège les états dans la bande interdite. Journal of Applied Physics118, 105701. https://doi.org/10.1063/1.4929877 (2015).

Golubev, T., Liu, D., Lunt, R. & Duxbury, P. Comprendre l'impact de C60 à l'interface des cellules solaires pérovskites via la modélisation dérive-diffusion. AIP Adv. 9, 035026. https://doi.org/10.1063/1.5068690 (2019).

Article ADS CAS Google Scholar

Liu, D. et al. Impact du C60 ultra fin sur les dispositifs photovoltaïques pérovskite. ACS Nano 12, 876–883. https://doi.org/10.1021/acsnano.7b08561 (2018).

Article CAS PubMed Google Scholar

Wojciechowski, K. et al. C60 en tant que couche compacte de type n efficace dans les cellules solaires à pérovskite. J.Phys. Chim. Lett. 6, 2399-2405. https://doi.org/10.1021/acs.jpclett.5b00902 (2015).

Article CAS PubMed Google Scholar

Kim, TG, Seo, SW, Kwon, H., Hahn, J. & Kim, JW Influence du type de précurseur d'halogénure et de sa composition sur les propriétés électroniques des films de pérovskite déposés sous vide. Phys. Chim. Chim. Phys. 17, 24342–24348. https://doi.org/10.1039/C5CP04207K (2015).

Article CAS PubMed Google Scholar

Emara, J. et al. Impact de la stoechiométrie du film sur l'énergie d'ionisation et la structure électronique des pérovskites CH3NH3PBI3. Adv. Mater. 28, 553-559. https://doi.org/10.1002/adma.201503406 (2016).

Article CAS PubMed Google Scholar

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Université Martin Luther, Von-Danckelmann-Platz 3, 06120, Halle (Saale), Allemagne

Robert Heidrich, Karl L. Heinze, Sebastian Berwig, Jie Ge, Roland Scheer et Paul Pistor

Université Pablo de Olavide, c/ Utrera 1, 41013, Séville, Espagne

Paul le boulanger

Fraunhofer CSP, Otto-Eissfeldt-Strasse 12, 06120, Halle (Saale), Allemagne

Robert Heidrich

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RH a réalisé les expériences, analysé les données, discuté des résultats et rédigé le manuscrit. KLH a participé aux expériences et analysé les résultats. RH et KLH ont également contribué aux travaux. SB et JG ont déposé les couches ETL et contact. RS discute des résultats. PP a supervisé les expériences, discuté des résultats et rédigé le manuscrit. Tous les auteurs ont examiné le manuscrit.

Correspondance à Karl L. Heinze ou Paul Pistor.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

Heidrich, R., Heinze, KL, Berwig, S. et al. Impact des schémas de co-évaporation dynamique sur la croissance des absorbeurs d'iodure de plomb méthylammonium pour les cellules solaires inversées. Sci Rep 12, 19167 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-23132-w

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Reçu : 13 juillet 2022

Accepté : 25 octobre 2022

Publié: 10 novembre 2022

DOI : https://doi.org/10.1038/s41598-022-23132-w

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