GaN基半导体光伏电池的制备和特性研究

蔡晓梅,张江勇,吕雪芹,应磊莹,张保平*

(1.集美大学理学院,福建厦门361021；2.厦门大学信息科学与技术学院，3.厦门大学萨本栋微米纳米技术研究院,福建厦门361005)

GaN基半导体光伏电池的制备和特性研究

蔡晓梅1,张江勇2,吕雪芹3,应磊莹2,张保平2*

(1.集美大学理学院,福建厦门361021；2.厦门大学信息科学与技术学院，3.厦门大学萨本栋微米纳米技术研究院,福建厦门361005)

制备了3种低In组分(即原子分数)的InGaN p-i-n同质结太阳能电池,均显示良好的光伏响应特性,并对电池开路电压随In组分增大而急剧下降的内在机理作了深入分析．而后,改进外延结构采用相同工艺制作InGaN p-i-n异质结太阳能电池,并与同质结太阳能电池进行了对比分析,提出异质结是InGaN电池结构的较好选择．为了扩展太阳光的吸收范围,制作了InGaN多量子阱结构电池,指出合理设计器件结构是今后研究的关键,为进一步的研究发展提供了思路．

InGaN;太阳能电池;结构

单晶Si太阳能电池已得到广泛的应用,其工业转换效率约为20%(太阳能电池的转换效率定义为其最大输出功率与入射到表面的总光功率之比),然而由于材料特性上的限制,晶体Si电池的效率基本已达到极限,进一步提升空间有限,难度也很大．根据理论计算单晶Si电池的极限效率也只有30%,因此Si材料很难在高效率太阳能电池方面发展．目前,高效太阳能电池主要为第二代半导体InGaAsP系列材料,且已在航空航天工业中得到广泛应用,单结GaAs太阳能电池的转换效率已达到27.6%．为了取得更高的转换效率,必须利用不同带隙材料制作多结太阳能电池,使其每一结子电池吸收相应的太阳光．当前,效率最高的3结电池有InGaP/GaAs/InGaAs[1],GaInP/GaInAs/Ge[2]和GaInP/GaAs/GaInNAs[3]其转换效率可达到41.6%～44%．根据理论计算[4],电池结数目越多,效率越高,需要具有不同带隙的材料种类将越多,且顶部子电池的带隙也越大(如5结电池顶部子电池的带隙为2.68 eV)．为了取得转换效率大于50%的太阳能电池,必须寻求满足多结电池带隙要求且具有良好光伏特性的新型材料．

近年来,GaN基半导体InGaN材料以其优越的光伏特性,吸引人们探索其在太阳能电池方面的应用．InN 带隙的重新修正,意味着改变InGaN中In的组分(即原子分数),便可实现其带隙在3.4 eV(GaN)到0.65 eV(InN)之间连续可调,相应的光波长从紫外(365 nm)一直延伸到近红外(1 900 nm),几乎涵盖了整个太阳光谱．相比其他体系材料,InGaN合金更容易满足多结电池对材料带隙的要求,这给进一步提高多结电池转换效率带来新的契机．此外,该材料在整个In组分变化范围内均为直接带隙,吸收入射光后产生载流子的效率较高,相比于Si、GaP等间接带隙材料,InGaN吸收入射光后产生载流子的效率更高．除了具有宽大且连续可调的直接带隙,InGaN也具备其他优越的光伏特性:1) InGaN具有较高的吸收系数,其带边吸收系数达到105cm-1,这意味着400 nm的InGaN材料就可以吸收98%以上的入射光．相比于上百微米的Si太阳能电池,InGaN电池可以节省更多的材料,使电池质量变得更轻,这对太空应用尤其重要．2) InGaN具有较高的电子迁移率,这使得电池中的光生载流子在材料内部复合概率减小,有利于提高电池的短路电流．3) InGaN具有很强的抗辐射能力[5],各项研究表明,经过高能粒子轰击,InGaN的光电特性并没有明显的变化,而InGaAsP等体系材料性质却有明显的退化,这说明InGaN在制作全光谱太阳能电池和高效空间太阳能电池方面极具发展潜力．理想情况下,如果将InGaN电池做到很多结,其理论转换效率可以达到Marti等所预算的最大值85%[6]．从实际操作上看,InGaN材料生长便捷,因为生长只需要3种元素的源,而对于InGaAsP系列材料则需要In、Ga、As和P 4种元素的源,生长源PH3和AsH3都是剧毒气体,而生长InGaN的NH3源毒性较小．与其他材料制作多结电池相比,采用三元合金InGaN制作多结电池既可以简化外延材料的沉积过程,也可以使各子电池有更好的匹配参数,克服多项技术难题．

2005年,Jani等首先尝试制作InGaN太阳能电池,并测量其在紫外及白光辐照下的响应特性[7]．2007年他们报道了具有2.4 V开路电压、填充因子(fill factor,FF)80%及外量子效率(EQE)40%的异质结(heterojunction,HOJ)太阳能电池,但当时的InGaN外延片晶体质量不太好,存在相分离[8]．此后,研究者们提高In组分并改善材料质量,2008年 Neufeld等制作的In0.12Ga0.88N/GaN太阳能电池的峰值EQE为63%、内量子效率高达94%[9],同年Zheng等取得开路电压2.1 V、FF为81%的In0.1Ga0.9N/GaN电池[10]．在GaN/InGaN HEJ电池研究的同时,研究者们也相继开展对InGaN同质结(heterojunction,HOJ)太阳能电池的研究．2007年Yang等制作了In0.18Ga0.82N p-n HOJ电池[11],但只得到0.43 V开路电压和57%的FF．2008年Chen等制作了组分为0.2和0.3的InGaN p-i-n HOJ电池[12],但所获得的器件参数值并不太理想．此外,制作结构较为简单的InGaN肖特基势垒太阳能电池也得到一些研究者的关注[13-14]．除了采用不同外延结构,研究者们也尝试从器件工艺的角度改善电池的性能,如在器件底面制作反射镜[15]，在器件表面制作反射膜[16]、表面等离子纳米颗粒[17]等来增强器件对入射光的吸收,从而提高电池性能．

与以上研究工作同步,我们首先制作了低In组分的InGaN p-i-n HOJ太阳能电池,得到良好的光伏响应特性,并深入分析了电池开路电压随In组分增大而急剧下降的内在机理．而后,改善外延结构采用相同工艺制作InGaN p-i-n HEJ太阳能电池,并对2种结构电池性能进行对比分析．考虑到多量子阱(multiple quantum well,MQW)结构可利用双轴应力保持不同材料共格生长,在此前研究的基础上,我们尝试制作MQW结构电池来提高InGaN薄膜中In组分,从而有效调节电池的吸收带隙,拓宽光谱响应范围,改善载流子的输运．这些均为今后的进一步研究发展提供了思路．

1 实验过程

1.1 外延材料制备

InGaN 电池外延结构设计如图1所示,采用金属有机化学气相沉积在蓝宝石衬底(0001)晶面上生长InGaN 太阳能电池外延片．生长前先在高温下用H2对衬底热处理,然后使用两步生长法,先将温度降至535 ℃氮化衬底,再以H2作为载气生长厚度约为25 nm的GaN成核层(LT-GaN),随后升温到1 100 ℃,恒温约7 min使成核层重新结晶,再在1 100 ℃外延生长厚度约为2 μm 的n-GaN缓冲层．n-GaN生长完后,以N2为载气,降低温度生长400 nm的InGaN p-i-n HOJ结构,由于p-InGaN和n-InGaN为电中性区域,光照产生的少子只有扩散进入耗尽区才可以漂移到另一端,这就限定了p-InGaN和n-InGaN的厚度,最好不应大于少子扩散长度．以GaN作为参考,对于低In组分的n-InGaN厚度不应大于200 nm;为了使p区与n区之间产生的内建电场可以穿过i-InGaN层,i-InGaN厚度应小于200 nm[8];同时为使耗尽区吸收更多的入射光,应减小p-InGaN的厚度．综上考虑,InGaN p-i-n结构电池的各层设计为:200 nm n-InGaN,150 nm i-InGaN,50 nm p-InGaN．最后,在940 ℃下以H2为载气生长p-GaN窗口层．外延生长中,采用生长源SiH4为n-GaN和n-InGaN层提供掺杂元素Si;采用生长源CP2Mg为p-GaN和p-InGaN层提供掺杂元素Mg．生长完毕后,将样品置于800 ℃的N2氛围中退火15 min,以激活p-GaN和p-InGaN中的Mg,使其形成p型材料,HOJ电池外延结构如图1(a)所示．HEJ p-i-n结构和MQW结构电池外延片生长方法与此相似,HEJ结构保持150 nm i-InGaN厚度不变,70 nm的p-GaN以保证p型层厚度与HOJ结构相同,所设计的HEJ太阳能电池如图1(b)所示．MQW结构外延片的i层采用10个周期不掺杂的InGaN/GaN(2 nm/18 nm) MQW,其上生长300 nm的p-GaN,电池结构如图1(c)所示．

图1 InxGa1-xN p-i-n HOJ(a)、HEJ(b)和MQW(c)太阳能电池示意图

1.2 太阳电池芯片制作

将外延片清洗除杂,用电感耦合等离子体(inductively coupled plasma，ICP)刻蚀至n-GaN,形成台面和沟道．磁控溅射Ti/Al/Au(20 nm/20 nm/200 nm)作为n电极,在N2氛围内800 ℃退火3 min．采用电子束镀Ni/Au(5 nm/5 nm)作为半透明电流扩展层(semi-transparent current spreading layer,SCSL)，再置于500 ℃的O2氛围内退火15 min,使其形成良好的欧姆接触，MQW结构采用230 nm 铟锡氧化物(indium tin oxide,ITO)作为SCSL．最后用磁控溅射镀Ni/Au(30 nm/80 nm),在N2氛围内800 ℃退火1 min作为p电极,制作的器件尺寸为1 mm×1 mm(MQW结构器件面积为0.148 mm2)．

1.3 测试方法

研究中采用氙灯作为光源,将样品与Keithley 6514 静电计表和Keithley 2410源表串联,测试不同偏压下电池的响应电流密度(J)，得到J-V特性曲线．测量量子效率时,采用Acton SpetraPro-2500 I 单色仪,用Si 基探测器测量不同波长的光功率,计算得到电池量子效率与波长的关系．测试过程中,由计算机控制调节并收集实验数据．本研究部分实验采用美国Abet技术公司生产的Sun 2000太阳模拟器AM1.5(AM表示大气质量，数字1.5表示太阳光通过大气实际距离与大气垂直厚度的比值，下同)辐照．

2 测试与分析

2.1 HOJ太阳能电池性能分析

生长3种不同In组分的InxGa1-xN p-i-n HOJ太阳能电池外延片,通过X射线衍射(X-ray diffraction，XRD)ω-2θ扫描曲线求得3个样品的In组分分别为0.02,0.12和0.15,其相应的禁带宽度(energy band gap,Eg)分别为3.3(375),3.06(405)和2.95 eV(420 nm)．将3种样品制作成电池芯片,在相同氙灯光照条件下测试其J-V曲线．由图2可见,光照下3个样品的J-V曲线均整体下移并显示良好的整流特性．随In组分的增大,FF分别为69%,64%和65%,比其他报道的HOJ电池的数值要大(Yang等[11]制作的InGaN p-n HOJ电池FF为57%,Chen等[12]报道的InGaN p-i-n HOJ电池FF小于61%),这说明我们的器件具有良好的光电响应特性．这里由于氙灯紫外光较强,使我们电池的短路电流密度(Jsc)相对其他文献[10]中的数值要大．Jsc随In组分的增大而增大,是因为In组分增大,InGaN带隙减小,器件能吸收更多的入射光．然而,In组分增大,开路电压(Voc)却急剧下降,从组分为0.02时的2.24 V降到组分为0.15时的0.96 V．我们知道,材料参数如少子寿命、扩散长度不变的情况下,电池的Voc与材料Eg接近正比,但从我们的结果来看,Voc随In组分增加而下降的程度远大于Eg下降的程度,例如In组分由0.02增加到0.12,Voc下降了0.9 V,而Eg只减少0.24 eV,因此Eg降低不是电池Voc急剧下降的主要原因．同时,Jani等[8]提到InGaN相分离是导致Voc降低的原因,但从我们测试的XRD扫描曲线上,没有观察到明显的相分离．因此,可能是其他原因导致Voc随In组分急剧下降．

图2 InxGa1-xN p-i-n HOJ太阳能电池在氙灯光照下的电流密度-电压(J-V)曲线

为了分析内在原因,对样品作进一步测试．图3为3个InxGa1-xN p-i-n HOJ外延片表面原子力显微镜(atomic force microscopy，AFM)图片,测试区域面积是10 μm×10 μm．In组分x=0.02的样品表面存在一些大于100 nm的突起,尺寸约几百甚至上千纳米,估计是表面附着的杂质,并没有观察到V形缺陷(V-shaped defects),随着In组分的增加,样品表面的V形缺陷密度增大．图3(b)为In组分0.12样品的AFM纵截面(断面)分析图,从中可清楚地看到V形缺陷的纵截面形状,其深度可达120 nm,远大于p-GaN的厚度(样品p-GaN表面层只有20 nm)．因此,V形缺陷是从InGaN层就开始形成,并向上延伸到表面．InGaN中的V形缺陷通常与下方的螺位错连接在一起,会对器件性能产生负面影响．

图3 InxGa1-xN HOJ外延片表面AFM图(a)和In0.12Ga0.88N样品纵截面分析图(b)

为进一步探究内在原因,我们测试了3种组分的HOJ太阳能电池在无光照条件下的反向偏压电流曲线(图4)．通常认为反向漏电流是源于位错相关的缺陷能级,通过测定该参数可以确定复合中心的存在及对器件性能的影响[18]．从图4可以看到，3个器件的反向电流均随反向偏压的增大而增大,组分大的器件反向漏电流要比组分小的器件约高两个数量级．该结果说明较大组分的材料含有更多的复合中心,它反映了晶体质量随In组分增大而下降．从3个样品的(0002)面InxGa1-xN摇摆曲线(如图4左下角插图所示)也可进一步看出,随着In组分的增加,半高宽逐渐增大,分别为332,411和463,说明随In组分的增加晶体质量有下降的趋势．造成晶体质量下降的主要原因是晶格失配,包括GaN-蓝宝石以及GaN-InGaN之间的晶格失配,使得界面产生大量的缺陷,且薄膜中应力弛豫也引起缺陷．这些缺陷最终都会影响InGaN外延层的质量．

图4 InxGa1-xN p-i-n HOJ太阳能电池无光照下的反向偏压电流曲线

为了方便分析,我们忽略电池的串并联电阻,开路电压的表达式为

Voc=Eg/q+nkT/qln(Jsc)-nkT/qln(J00),

(1)

2.2 HEJ与HOJ电池性能对比分析

HOJ电池显示了良好的光伏效应,但也存在组分增大后材料质量严重退化的问题．为了尽量提高载流子利用率,我们仍采用p-i-n结构．考虑到InGaN材料质量的问题和p-InGaN掺杂的困难,采用p-GaN和n-GaN分别取代p-InGaN和n-InGaN,并保持150 nm i-InGaN厚度不变;另外,为了提供足够的空间电荷,方便2种结构对比,采用70 nm的p-GaN使p型层厚度与HOJ相同,所设计的InxGa1-xN p-i-n HEJ电池如图1(b)所示,生长方法和条件与HOJ外延相同．HEJ InxGa1-xN外延片包括2种组分:x=0.135和0.160．为简化起见,以下用HEJ-H和HEJ-L分别代表HEJ高In组分和低In组分材料(或电池),用HOJ-H和HOJ-L分别代表HOJ高In组分和低In组分材料(或电池)．

图5为InxGa1-xN p-i-n HEJ和HOJ高低In组分外延片样品表面形貌AFM照片,扫描范围为10 μm×10 μm．显然,HEJ样品(图5(a)和(b))比HOJ样品(图5(c)和(d))的表面要平整许多,且V型坑的密度和深度都显著减小,表面均方根粗糙度(RMS)由HOJ样品的几十纳米(17.14和25.24 nm)下降到HEJ样品的几纳米(0.94和1.853 nm),最大高低差也由HOJ-L的203.4 nm(HOJ-H:230.6 nm)降低到HEJ-L的29.4 nm(HEJ-H:81 nm)．这些V型缺陷是由InGaN层就开始形成,并向上延伸至p-GaN表面.Ⅲ族氮化物V型缺陷通常是由外延应力释放和原子表面迁移率降低所导致[20],p-InGaN和n-InGaN增加了外延膜总厚度和应力蓄积释放,最终导致HOJ外延膜表面出现大量V型缺陷．HEJ-L外延层基本处于应变状态,因此其表面较为平坦,观测不到V型坑,如图5(a)．

(a)HEJ-L；(b)HEJ-H;(c)HOJ-L；(d)HOJ-H.

图6为p-i-n HOJ和HEJ太阳能电池在AM1.5光照下的J-V曲线,相应的特性参数列于表1．所有电池都表现了良好的光电响应特性,FF均超过60%.HEJ-L电池显示较好的结果,Voc、Jsc、FF和η分别为1.38 V、0.621 mA/cm2、72%和0.62%,该结果与其他类似结构电池的报道数值相近或稍大[10，21]．显然,与InGaN HOJ电池相比,HEJ电池具有更好的性能,HEJ-H电池的η约是HOJ-H电池的2.3倍．可见,HOJ电池的n-InGaN和p-InGaN不仅没有增加电池的光生载流子,反而对电池产生不利影响,它增加了外延层的应变弛豫,构成更多非辐射复合中心,同时也造成p型掺杂十分困难,可能削弱HOJ电池的内建电场,导致HOJ电池各项参数均降低．

图6 InxGa1-xN p-i-n HOJ和HEJ太阳能电池J-V曲线

表1 HOJ和HEJ太阳能电池主要特性参数

图7 InxGa1-xN p-i-n HOJ和HEJ太阳能电池EQE曲线

图7为HOJ和HEJ太阳能电池的EQE曲线,由图可见,HEJ-H、HEJ-L和HOJ-L的EQE分别在421，411和402 nm迅速降低至0,相应于各自的InxGa1-xN吸收带边．由于Urbach tail的存在,造成HOJ-H电池的吸收带边很难确定,Urbach tail正是由晶格缺陷所造成,它进一步反映了HOJ-H晶格质量的下降．EQE吸收边往长波段拓宽,意味着有更多的光子能够被吸收,此即高In组分电池有更大Jsc的原因．HOJ和HEJ低(高)In组分电池的峰值EQE分别为:30.2%和37.2%(33.0%和38.8%)(表1)．与HEJ电池相比,HOJ高低In组分电池的EQE降低较大,这估计是由HOJ晶格质量下降导致载流子收集效率降低所致．值得注意的是HEJ电池长波段EQE有下降的趋势(如图7长波段虚线圈所示),这是因HEJ厚度较薄导致低能光子不充分吸收所致．相反,HOJ电池的EQE却在短波段有下降的趋势(如图7短波段虚线圈所示),它反映了外延材料上层收集光生载流子效率较低,我们推测是由该区域的高密度缺陷和p-InGaN掺杂浓度偏低所引起．

通过以上的研究,考虑到当前InGaN材料质量和p型掺杂存在很大的困难,我们认为HEJ是InGaN电池结构的较好选择:通过采用p-GaN和n-GaN替代p-InGaN和n-InGaN,可能获得小于临界层厚度的高质量InGaN吸收层;窗口层有利于大部分光子透射进入吸收区;有利于减小表层复合,减少表面薄层电阻;不同带隙的吸收材料还可调制光谱响应的范围．

2.3 MQW结构电池性能分析

如上所示,无论是HOJ还是HEJ InGaN太阳电池,以InGaN作为吸收层的吸收端在425 nm左右．为了提高电池的效率,有必要拓展吸收端到更长波长以便充分利用太阳光谱,为此必须提高In的组分．然而,提高In组分会增大与GaN之间的晶格失配,在材料中引入大量缺陷,造成太阳电池性能下降．在此,我们尝试在电池中引入MQW结构以增加薄膜中In的含量,通过对势阱和势垒能带结构的调控来扩展电池吸收光谱．GaN基半导体材料具有高吸收系数,能够在较短的耗尽区内吸收大部分的光子,我们采用10个周期的InGaN/GaN(2 nm/18 nm) MQW,结构如图1(c)所示．

图8为样品高分辨率XRD(HRXRD)(0002)面三轴晶ω-2θ扫描．其中最强的衍射峰来自GaN厚膜,较弱的衍射峰为MQW的卫星峰,清晰完整的卫星峰曲线可见样品的MQW界面清晰,具有完整的周期重复性．通过计算GaN主峰和0级卫星峰的间距角,得到InGaN的平均In组分约为0.25．

图8 MQW结构外延片HRXRD三轴晶(0002)面ω-2θ扫描曲线

图9 MQW结构外延片的室温光致发光谱(a)及透射谱(b)

图9(a)为MQW结构外延片室温下的光致发光谱曲线,激发光源为325 nm He-Cd激光器,输出功率为15 mW．由图可见,样品有一强发光峰约位于537 nm处,对应于有源区量子阱中的辐射复合发光,其半高宽为32 nm,比一般的蓝光样品半高宽要大,说明高In组分样品结晶质量有所降低，图9(b)为样品的透射谱,透射率在500 nm左右明显下降约20%(80%降到60%),在365 nm急剧下降至0,在365～500 nm范围形成台阶式的透射谱形,意味着总厚度20 nm的MQW只能吸收部分的入射光．谱线明显的干涉峰表明样品表面和GaN/蓝宝石界面较为平整．

图10 MQW结构太阳能电池暗态和亮态(AM1.5光照)的J-V曲线和P-V曲线(a)及太阳能电池A和太阳能电池B(加Al反射镜)的J-V曲线(b)

图10(a)为In0.25Ga0.75N/GaN MQW结构太阳能电池在暗态和AM1.5光照下的J-V及功率密度电压(P-V)特性曲线,主要参数值如表2所示．由图可见,光照下曲线向上平移,表明电池具有良好的光电特性．电池的Voc达到1.8 V,比之前的HOJ，HEJ电池都要大,估计是由于阱垒不同带隙调制的结果．Jsc为0.355 mA/cm2,数值较小,这是由于10个周期的阱厚度仅20 nm,对入射光的吸收不充分．前两个参数加上偏低的FF(48.54%)导致Pmax并不高,仅为0.310 mW/cm2,但该数值却与之前含有400 nm吸收区的HOJ太阳能电池相当,可见这里高的Voc弥补了另外2项参数的损失,最终η为0.310%．考虑到InGaN吸收区过薄,透光严重,在其蓝宝石衬底底部镀一层Al膜作为反射镜,对入射光进行二次吸收．为方便说明,我们将常规的MQW简称电池A,将底部镀有Al反射镜的电池简称电池B,同样将该电池置于AM1.5光照下表征其光电特性(如图10(b)所示),所得参数见表2．B电池的Jsc为0.383 mA/cm2,比A电池提高7.9%,增幅比预期要小,估计源于较厚的蓝宝石衬底对光的散射损耗．FF为50.32%,稍有所提高,但Voc略微降低,最终的η为0.335%．

图11为电池A的EQE图谱．峰值EQE为6.4%,位于365 nm,约处于GaN吸收带边,小于该波长的EQE迅速降低,意味着较厚的p-GaN窗口层已把高能光子基本吸收,进入耗尽区被吸收的非常少．图中可以看到,虽然吸收波长拓展到了530 nm,但是EQE从365 nm开始逐步下降,直至530 nm左右构成一个斜向下的响应谱形,由此看来,长波段的入射光子被InGaN吸收后并不能得到有效的搜集利用．一方面可能是过薄的吸收区造成响应值偏低,另一方面估计是过厚的GaN垒层或材料结构体系的极化效应束缚了阱层光生载流子的输运,减小载流子扩散长度,增大复合所导致．由此可见,要提高MQW结构太阳能电池的特性还需合理设计器件结构,包括阱垒层厚度、周期数、掺杂浓度等．

表2 InGaN/GaN MQW结构太阳能电池的主要特性参数

图11 MQW结构太阳能电池的EQE曲线

3 讨 论

GaN基材料作为良好的光电材料已被广泛应用于制作高亮度蓝绿光LED．虽然InGaN中具有高密度的缺陷,但研究发现InGaN基LED对材料中的缺陷不是特别敏感,即便是螺位错密度高达109～1010cm-2时,LED仍具有较高的发光效率[22],主要原因可能是量子阱中的高In组分InGaN团簇起到限制电子空穴并促进其发生辐射复合的作用[23]．与LED不同,太阳能电池是对缺陷比较敏感的器件,光生载流子是在较弱的内建电场的作用下漂移到两端,缺陷的存在增大了载流子发生复合的概率,降低电池的光生电流、量子效率以及开路电压,因此制备高质量InGaN材料是制作高效率太阳能电池的必要条件．通过对比研究具有相同耗尽区宽度的InGaN p-i-n HOJ和HEJ电池,发现电池的性能强烈依赖于InGaN外延材料,而InGaN材料质量又与外延结构的设计密切相关．基于当前InGaN材料质量和p型掺杂的困难,我们认为MQW是发展高In组分InGaN电池的较好结构选择,这在近年的实验研究中也得到体现[24-25].通过对MQW结构太阳能电池的研究,我们发现量子阱对光生载流子具有限制作用,长波段的量子效率普遍偏低,合理设计器件结构是将来研究的关键．

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Fabrication and Characteristics of GaN-based Solar Cells

CAI Xiao-mei1,ZHANG Jiang-yong2,LÜ Xue-qin3,YING Lei-ying2,ZHANG Bao-ping2*

(1.School of Science,Jimei University,Xiamen 361021,China;2.School of Information Science and Engineering,Xiamen University，3.Pen-Tung Sah Institute of Micro-Nano Science and Technology,Xiamen University,Xiamen 361005,China)

Three kinds of InxGa1-xN p-i-n homojunction (HOJ) solar cells (SCs) with comparatively low In contents were fabricated and demonstrated to show excellent photovoltaic-response characteristics.Possible mechanisms for the drastic decrease of open-circuit voltages (Voc) with increasing In contents were discussed.For comparison,heterojunction (HEJ) SCs were also fabricated and investigated.Through comparing HOJ and HEJ SCs,we propose that HEJ structure is a better candidate for InGaN SCs.For the purpose of broadening the response range to the solar spectrum,SCs with InGaN/GaN multiple quantum well (MQW) as the absorption region were fabricated and optimal design of the device structure was found to be of great importance.These results provide useful references for the future research.

InGaN;solar cell;structure

2015-03-09 录用日期：2015-06-13

国家自然科学基金(61404059,61274052);集美大学科研启动基金(ZQ2013011)

蔡晓梅,张江勇,吕雪芹，等.GaN基半导体光伏电池的制备和特性研究[J].厦门大学学报:自然科学版，2015,54(5)：665-673.

：Cai Xiaomei,Zhang Jiangyong,Lü Xueqin,et al．Fabrication and characteristics of GaN-based solar cells[J].Journal of Xiamen University:Natural Science，2015,54(5)：665-673．(in Chinese)

10.6043/j.issn.0438-0479.2015.05.009

新能源材料专题

TN 364+2

A

0438-0479(2015)05-0665-09

* 通信作者：bzhang@xmu.edu.cn