摘要:钙钛矿薄膜的气相制备是一种极具潜力的工业化生产工艺, 但薄膜的质量控制目前远落后于溶液制备法. 本文通过建立PbI₂薄膜向钙钛矿薄膜完全转化过程中反应时间、晶粒尺寸与温度的关系, 实现了薄膜的质量优化及大面积钙钛矿薄膜的制备, 将薄膜的平均晶粒粒径从0.42 ${\text{μm}}$优化到0.81 ${\text{μm}}$. 基于空间电荷限制电流模型对缺陷密度的研究显示, 钙钛矿薄膜的缺陷密度由5.90 × 10¹⁶ cm^–3降低到2.66 × 10¹⁶ cm^–3. 光伏器件(FTO/TiO₂/C₆₀/MAPbI₃/spiro-OMeTAD/Au结构)测试显示, 面积为0.045 cm²器件的平均光电转换效率从14.00%提升到17.42%, 最佳光电转换效率达到17.80%, 迟滞因子减小至4.04%. 同时, 基于180 ℃制备的1 cm²器件的光电转换效率达到13.17%.
关键词: 钙钛矿太阳电池/
气相法/
晶粒调控/
缺陷

English Abstract

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有机-无机杂化钙钛矿太阳电池(perovskite solar cells, PSCs)是太阳电池领域的一个热点研究方向. 钙钛矿薄膜合适的禁带宽度、优异的光吸收性以及较低的激子结合能, 使得仅仅需要300 nm厚度的薄膜即能实现对可见光的充分吸收, 并实现有效的光电转换^[1-3]. 在短短10年左右的时间, PSCs的光电转换效率(power conversion efficiency, PCE)从2.3%提高到23.3%^[4]. 尽管PSCs的效率得到快速提升, 但对于PSCs的产业化而言仍存在不少问题, 其中最主要的是稳定性以及大面积制备工艺^[5-8].
目前基于PSCs的制备可以分为溶液法、气相法以及两者结合的气相辅助溶液法. 气相法制备半导体薄膜是一种成熟的工业工艺技术, 还能够免除有毒溶剂的使用, 气相法制备PSCs是实现PSCs产业化的一种可选的绿色制备方法. 2013年, Snaith课题组^[9]最先运用气相法通过有机源、无机源共蒸及后退火过程制备出相比溶液法更致密的钙钛矿薄膜, 获得了15.4%的PCE^[10]. 2016年, Lin等^[11]通过两步气相沉积和控制反应过程的压强制备出全气相法器件(包括电子传输层和空穴传输层), PCE高达17.6%. 2017年, 该课题组同样制备了全气相的无机钙钛矿器件, 并获得超过11%的PCE^[12]. Cs⁺/FA⁺体系由于其优越的稳定性而被认为是最有潜力的一种钙钛矿材料组合^[13]. 2018年, Chen课题组^[14]通过先于TiO₂衬底上分别蒸镀CsBr和PbBr₂之后再用化学气相沉积使CsBr/PbBr₂薄膜与FAI气体反应构建一种具有能带梯度的Cs_0.15FA_0.85PbI_2.85Br_0.15薄膜, 基于FTO/TiO₂/ Cs_0.15FA_0.85PbI_2.85Br_0.15/spiro-OMeTAD/Ag结构的PCE达到18.2%. 直到目前为止, 气相法制备PSCs的最高PCE为20.1%^[15].
虽然气相法制备的钙钛矿薄膜更均匀致密, 但是许多气相法的工作也仅仅是改变钙钛矿层的组分, 缺少一些有效的晶体调控手段. 而溶液法中可以通过添加NH₄⁺, I^–, SCN^–等^[16-20]离子的手段来精细调控钙钛矿薄膜的结晶过程以及钝化钙钛矿薄膜的缺陷从而提高PSCs的性能, 这是到目前为止气相法制备的器件PCE低于溶液法的重要原因之一. 为此, 我们利用两步气相反应, 通过控制有机碘甲胺(MAI)与无机碘化铅(PbI₂)的反应温度实现了气相法中钙钛矿薄膜的晶粒大小的调控. 在140 ℃的气相反应中, 制备的MAPbI₃ 薄膜的平均粒径是0.42 ${\text{μm}}$, 基于FTO/TiO₂/C₆₀/MAPbI₃/spiro-OMeTAD/Au的平面结构最佳PCE为14.47%. 当反应温度达到180 ℃时, 平均粒径增大到0.81 ${\text{μm}}$, 最大晶粒可达到1.82 ${\text{μm}}$, 同时最佳器件的PCE提高到17.80%. 大晶粒的薄膜有更低的缺陷态密度能够减少非辐射复合过程从而提高器件的性能.

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2.1.材料准备

TiO₂前驱液的准备过程为: 将369 ${\text{μL}}$钛酸异丙酯(Titanium(IV) isopropoxide, 美国Sigma-Aldrich公司, 纯度99.99%)添加到5.06 mL的无水乙醇(Ethyl alcohol, 美国Sigma-Aldrich公司, 纯度99.5%)溶液中, 混合均匀后加入35 ${\text{μL}}$ 37%的盐酸.
本实验中合成钙钛矿的原材料材料为MAI(CH₃NH₃I, 日本TCI公司, 纯度 > 98%)和PbI₂(PbI₂, 美国Sigma-Aldrich公司, 纯度99%). 空穴传输材料前驱液为80 mg的spiro-OMeTAD(优选科技有限公司, 纯度99 %)溶解在1 mL的氯苯(美国Sigma-Aldrich公司, 纯度99.8%)中, 并掺杂了17.5 ${\text{μL}}$锂盐Li-TFSI(美国Sigma-Aldrich公司, 纯度99.95%)的乙腈溶液(美国Sigma-Aldrich公司, 纯度99%)(浓度520 mg·mL^–1)和28.5 ${\text{μL}}$的4-TBP(美国Sigma-Aldrich公司, 纯度96%).
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2.2.器件制备

将刻蚀好的FTO(NSG-15)衬底用洗涤剂、去离子水、丙酮、异丙醇依次超声清洗30 min, N₂气枪吹干后, O₂ plasma处理(95 W) 5 min. 将提前配备好的TiO₂前驱液以5000 r/min, 旋涂30 s, 500 ℃下退火30 min. 待温度降至100 ℃以下后, 取出TiO₂衬底放进热蒸发镀膜机中, 在5 × 10^–4 Pa下依次蒸镀5 nm的C₆₀和150 nm的PbI₂. 将蒸镀好PbI₂薄膜的衬底取出后, 倒扣在放有100 mg MAI粉末的石英方舟上, 置于温度分别为140 ℃, 160 ℃, 180 ℃, 200 ℃的真空烘箱中, 蒸发MAI, 让MAI与PbI₂反应生成MAPbI₃钙钛矿薄膜, 反应时间分别为180, 60, 30和10 min. 反应完成后, 将样品移到手套箱, 待充分冷却后用异丙醇清洗样品除去可能存在于表面的多余的MAI并于加热台上进行100 ℃, 10 min退火. 冷却后旋涂spiro-OMeTAD溶液, 并放置在干燥箱中氧化21 h^[21]. 在5 × 10^–4 Pa下热蒸镀80 nm的金电极, 完成PSCs器件制备.
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2.3.测 试

器件的J-V特性曲线在AM 1.5 G, 标准电池校准光强为100 mW/cm²的光源下使用Keithley 2400 数字源表(SourceMeter)系列测试仪测得, 测试环境为室温氮气氛围. 扫描电子显微镜(SEM)图片由德国ZEISS公司型号为Ultra 55的扫描电子显微镜测得. X射线衍射(XRD)采用德国BRUKER D8 ADVANCE. U-V吸收光谱采用岛津仪器SHIMADZU UV-2600测得. 光致发光(PL)光谱采用Horiba, LabRAM HR Evolution Inc配备532 nm探测激光测得. 空间电荷限制电流(space charge limited current, SCLC)模型的测试结构为FTO/TiO₂/CH₃NH₃PbI₃/PCBM/Au用Keithley 2400 SourceMeter在暗态条件下测试.

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3.1.两步气相法制备MAPbI₃钙钛矿薄膜及晶粒的调控

如图1(a)所示, 我们通过两步气相反应来完成钙钛矿薄膜的制备. 首先通过真空物理沉积法在TiO₂衬底上蒸镀厚度为150 nm的PbI₂薄膜. 考虑到MAI分子蒸发的弥散性, 我们采用近距离扩散的方法来完成PbI₂与MAI的反应. 将蒸镀好的PbI₂薄膜倒扣在装有100 mg MAI粉末的石英方舟上方, 源与衬底的距离仅为2 cm. 之后将石英方舟放进预先设置好温度的真空烘箱中进行反应. 在反应过程中, 气化的MAI气体分子扩散到PbI₂薄膜内部, 使得“面共享”的八面体结构转化成“点共享”的八面体结构, 同时MA分子嵌入晶格框架形成钙钛矿结构(图1(b)).
图 1 钙钛矿薄膜的气相制备流程及效果　(a)两步钙钛矿薄膜气相制备流程示意图; (b)PbI₂与MAI气体反应示意图; (c)器件SEM截面图
Figure1. Vapor growth of perovskite film: (a) Schematic growth processes of two-step vapor growth of perovskite films; (b) reaction schematic between the PbI₂ structure and the MAI molecule; (c) the cross-sectional morphology of the as-prepared device.

为了探究最佳的PbI₂与MAI反应的温度, 我们设计了140 ℃, 160 ℃, 180 ℃以及200 ℃共4组反应温度. 首先, 对不同反应温度下制备的MAPbI₃薄膜结构进行确认. 如图2(a)所示, 反应生成的薄膜在14.1°, 20.0°, 23.4°, 24.5°, 分别出现MAPbI₃(110)面、(112)面、(221)面、(202)面的特征峰, 证明生成的薄膜为MAPbI₃薄膜^[22]. 在12.6°处没有发现PbI₂(001)面的特征峰, 基本确定薄膜中不存在PbI₂的残留, 说明PbI₂已经完全转化为MAPbI₃. 进一步分析图2(a)的XRD谱图, 发现随着制备温度的提高, MAPbI₃(110)面的峰值强度迅速增加, 在180 ℃达到峰值, 温度继续提高有略微的下降. 与此同时, XRD的半峰宽随着温度提高也明显减少, 这意味着较高反应温度下薄膜得到了更好的结晶. 实验发现(图2(b)), 完全转化所需的时间随着反应温度的升高而减小, 140 ℃下所需要的时间长达180 min, 而当温度达到200 ℃时, 所需时间降低为10 min. 更高的反应温度存在着更快的合成过程与更快的分解过程. 在200 ℃反应温度的条件下平均粒径减少, 可能是由于此温度下存在较大的MAPbI₃分解现象, 导致晶粒减小. 图2(c)的紫外-可见吸收光谱(UV-vis)显示, 不同条件下制备的薄膜都有趋近780 nm的吸收边, 对应着MAPbI₃的禁带宽度(E_g) 1.58 eV. 在可见光范围内, 可以发现180 ℃以及200 ℃制备的薄膜都有较高的吸收度. 相比之下, 140 ℃条件下制备的钙钛矿薄膜明显低于180 ℃制备的薄膜.
图 2 不同反应温度下钙钛矿薄膜的表征　(a)薄膜的XRD图谱; (b)不同反应温度下PbI₂向MAPbI₃完全转化所需的时间; (c)薄膜的吸收图谱
Figure2. (a) The XRD patterns; (b) reaction time for fully conversion of PbI₂ to MAPbI₃ under different reaction temperature; (c) UV-vis spectra of perovskite films synthesized under different temperature.

进一步利用SEM研究了MAPbI₃薄膜形态. 图3(a)—(d)显示不同的反应温度下, 薄膜均致密均匀. 当MAI的蒸发温度为140 ℃时, 构成薄膜的MAPbI₃平均粒径约为0.42 ${\text{μm}}$, 最大的晶粒粒径可达0.79 ${\text{μm}}$. 当反应温度提高到160 ℃时, 平均粒径增加到0.51 ${\text{μm}}$. 继续提高反应温度到180 ℃时, 平均粒径增加到0.81 ${\text{μm}}$, 其中最大晶粒粒径接近2 ${\text{μm}}$. 然而, 当反应温度继续提高到200 ℃时, 平均粒径反而降低到0.69 ${\text{μm}}$(图3(e)). 上述结果与XRD的数据分析相吻合, 结果显示通过调节PbI₂与MAI反应温度, 可以实现对MAPbI₃薄膜晶粒大小的调控及优化. 同时, 利用上述气相法, 我们成功制备了约72 cm²的大面积钙钛矿薄膜(图3(f)), 薄膜致密, 色泽均匀.
图 3 温度对钙钛矿薄膜形态的影响　(a)—(d)反应温度分别为140 ℃, 160 ℃, 180 ℃以及200 ℃时制备的钙钛矿的SEM形貌图(白色线段长度为1 ${\text{μm}}$); (e)不同反应温度下的钙钛矿薄膜晶体粒径统计; (f)气相法制备面积约72 cm²的MAPbI₃薄膜
Figure3. Reaction temperature effect on the morphology of perovskite film: (a)–(d) SEM images of perovskite films with reaction temperature of (a) 140 ℃, (b) 160 ℃, (c) 180 ℃ and (d) 200 ℃ (the scale bars in the SEM images are 1 ${\text{μm}}$); (e) statistics of grain size under different reaction temperature; (f) as prepared MAPbI₃ film with area about 72 cm².

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3.2.钙钛矿薄膜缺陷测试

在PSCs中, 调控晶粒的大小往往能够减少薄膜的缺陷, 从而使得载流子的传输更加有效^[23]. 为确定薄膜的缺陷密度, 我们设计了基于电子传输层的FTO/TiO₂/MAPbI₃/PCBM/Au器件结构, 测试了器件的暗态I-V曲线. 利用SCLC来分析缺陷密度^[24]. 钙钛矿层的缺陷会捕获载流子, 从而降低自由载流子的浓度. 在较低的测试偏压下, 电流和电压呈线性关系. 当测试电压逐渐增大时, 注入的载流子不断被缺陷所捕获. 当缺陷完全被填充时, 电流会出现非线性增加, 即I-V曲线上出现转折点, 这个点对应的电压就是缺陷填充电压(V_TFL), 可由线性增长部分的切线与非线性增长部分的切线交点获得. 如图4(a)—(d)分别代表不同反应温度下的暗态I-V曲线. 在较低偏压下电流I ∝ V为欧姆区域(Ohmic, 蓝色区域), 中间电压部分I ∝ Vⁿ(n > 3)为缺陷填充区(trap-filled limited, 绿色区域), 高偏压部分I ∝ V²为SCLC区域(红色区域). 根据(1)式^[19]:
图 4 钙钛矿薄膜的缺陷密度测试　(a) 140 ℃; (b) 160 ℃; (c) 180 ℃; (d) 200 ℃
Figure4. Trap density measurement in perovskite synthesized under different temperature: (a) 140 ℃; (b) 160 ℃; (c) 180 ℃ and (d) 200 ℃.

${V_{{\rm{TFL}}}} = \dfrac{e{n_{\rm{t}}}{L^2}}{2\varepsilon {\varepsilon _0}},$

可以计算电子缺陷密度. (1)式中V_TFL为缺陷填充的限制电压, n_t为缺陷密度, L为薄膜厚度, $\varepsilon $和${\varepsilon _0}$分别为介电常数和真空介电常数. 由图4(a)—(d)可知, 对应的V_TFL分别为1.51 V (140 ℃), 0.94 V (160 ℃), 0.68 V (180 ℃)以及0.88 V (200 ℃). 计算得到相对应的电子缺陷密度分别为5.9 × 10¹⁶ cm^–3, 3.68 × 10¹⁶ cm^–3, 2.66 × 10¹⁶ cm^–3, 3.44 × 10¹⁶ cm^–3, 说明了具有较大晶粒尺寸的薄膜拥有较低的缺陷密度, 因为大晶粒尺寸的钙钛矿晶体具有较少的晶界, 从而避免载流子在传输过程中被晶界缺陷的捕获.
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3.3.光伏器件的性能

采用FTO/TiO₂/C₆₀/MAPbI₃/spiro-OMeTAD/ Au结构, 其中TiO₂厚度约为50 nm, MAPbI₃厚度约为530 nm (图1(c)), spiro-OMeTAD厚度约为140 nm, 基于上述钙钛矿薄膜制备了面积为0.045 cm²的光伏器件. 图5(a)展示了不同反应温度下对应的器件J-V曲线, 可以看到器件的性能与晶粒尺寸相关. 表格1给出了具体的器件参数. 当反应温度为140 ℃时, 器件的短路电流密度(J_sc)为22.04 mA/cm², 开路电压(V_oc)为0.99 V, 填充因子(FF)为66.31%, 对应的PCE为14.47%. 当反应温度为180 ℃时, J_sc提升到23.47 mA/cm², V_oc达到1.02 V, FF增加到74.35%, 最终器件转换效率达到最佳的17.80%. 图5(b)给出了多组器件的统计数据, 可见器件的性能与晶体粒径相关. 具体的参数列于表1. 140 ℃, 160 ℃, 180 ℃和200 ℃对应的统计平均值PCE为14.00%, 14.93%, 17.42%和16.13%. 另一方面, 随着粒径的增加, 器件的迟滞现象也明显减小. 在180 ℃下制备的器件, 反向扫描的PCE为17.80%, 正向扫描的PCE为17.08%, 由迟滞因子的计算公式^[25]
图 5 钙钛矿光伏器件性能　(a)标准光照下面积为0.045 cm²器件的J-V曲线; (b)多组器件效率的统计结果; (c)面积为0.045 cm²器件180 ℃下制备的器件回滞曲线; (d)面积为0.045 cm²器件140 ℃下制备的器件回滞曲线; (e)面积为1 cm² 器件180 ℃下制备的器件J-V曲线; (f) 1 cm² 器件的光学图片
Figure5. Device performance of perovskite photovoltaic devices: (a) 0.045 cm² device reverse J-V curves under 1 Sun AM 1.5 G; (b) statistical distribution of PCE; reverse and forward J-V curves of devices (0.045 cm²) grown at (c) 180 ℃ and (d) 140 ℃; (e) reverse and forward J-V curves of device (1 cm²) grown at 180 ℃ and (f) corresponding optical image.

Sythesis temperature	Jsc/mA·cm-2	Voc/V	FF/%	Champion PCE/%	Average PCE/%
140	22.04	0.99	66.31	14.47	14.00
160	22.25	1	70.51	15.69	14.93
180	23.47	1.02	74.35	17.80	17.42
200	22.75	1.03	70.88	16.61	16.13

表1不同反应温度的器件具体性能参数以及统计值
Table1.Characteristic parameters and statistical result of PSCs.

${\rm{HI}} = \frac{{\rm{ }}{\rm{PCE}}_{{\rm{Reverse}}} - {\rm{PCE}}_{{\rm{Forward}}}}{{\rm{ }}{\rm{PCE}}_{{\rm{Reverse}}}},$

得出其迟滞因子为4.04%. 相比之下, 140 ℃下制备的器件反向扫描的PCE为14.47%, 正向扫描的PCE为13.73%, 对应的迟滞因子为5.04%. 大晶粒的器件迟滞稍微改善, 得益于大晶粒具有更少的晶界, 抑制了钙钛矿薄膜中的离子移动现象^[26]. 同时基于反应温度180 ℃的钙钛矿薄膜, 我们制备了面积为1 cm²的器件, 如图5(f)所示, 其反扫的PCE能够达到13.17%, 正扫PCE为13.06%(图5(e)).

通过两步气相法, 我们实现了一种无有毒溶剂且适合大面积生产的钙钛矿太阳电池的制备. 首先, 同时通过调控气相反应温度, 可以把平均晶粒大小从0.42 ${\text{μm}}$提升至0.81 ${\text{μm}}$, 最大的晶粒接近2 ${\text{μm}}$. 大晶粒的薄膜具有更低的缺陷密度, 可减少电荷传输过程中被缺陷捕获, 从而可以获得更高的器件性能. 器件的PCE由14.47%提升到17.80%, 调控气相反应为制备大晶粒的钙钛矿薄膜和高PCE的钙钛矿电池提供了一种有效的手段. 最后通过气相法成功制备了约72 cm²的均匀、致密MAPbI₃薄膜, 并制备了面积为1 cm²器件, 效率达13.17%, 显示了气相法具有大面积生产的潜力.