Augmentation de la densité de courant de court-circuit dans les cellules solaires à nanorods III-nitrure/Si (111) par piégeage de la lumière

Résumé

Une efficacité photovoltaïque de surface effective de 1,27 % en conversion de puissance, en excluant la zone de contact métallique du grillage et sous 1 soleil, conditions AM 1.5G, a été obtenue pour des réseaux de diodes p-GaN/i-InGaN/n-GaN épitaxiés sur Si (111). La densité de courant de court-circuit est de 14,96 mA/cm² et la tension de circuit ouvert de 0,28 V. L'amélioration du piégeage de la lumière grâce aux réflexions multiples au sein des structures de nanorods III-nitrure sans contrainte ni défaut, ainsi que le renforcement de la réponse aux courtes longueurs d'onde par les constituants III-nitrure à large bande interdite, contribuent aux performances observées.

Introduction

Le développement des énergies vertes est devenu crucial, et les industries des diodes électroluminescentes (DEL) et des cellules solaires se développent rapidement face à la crise énergétique croissante. Au cours des dernières décennies, les semi-conducteurs III-nitrure ont été appliqués avec succès aux dispositifs DEL, générant d'importants bénéfices commerciaux. Actuellement, de nombreux chercheurs explorent le potentiel des III-nitrures pour les applications photovoltaïques. Les matériaux nitrures des groupes III-V présentent de nombreux avantages pour les systèmes photovoltaïques : bande interdite directe avec un coefficient d'absorption élevé, large gamme de bandes interdites couvrant la majeure partie du spectre solaire par ingénierie de bande, mobilité élevée des porteurs, et résistance supérieure aux radiations.

Sur la base de ces propriétés, plusieurs structures de dispositifs ont été simulées : cellules tandem InGaN/Si, cellules solaires à porteurs chauds, cellules solaires à base de Schottky, cellules solaires à jonction simple et multiple, ainsi que les effets de polarisation sur les performances. Les simulations prédisent que les cellules tandem hétérostructurelles InGaN/Si pourraient atteindre des rendements de 21 à 36 %. Le rendement de conversion de puissance (RCP) d'une cellule solaire tandem homostructurelle InGaN à quatre compositions d'indium différentes est proposé à 51 % sous 1 soleil et 58 % sous 250 soleils concentrés. Cependant, les problèmes d'impuretés et de recombinaison non radiative deviennent significatifs lors de la croissance d'InGaN à basse température. Les défauts d'empilement et les densités de dislocation dues au désaccord de maille réduisent la longueur de diffusion des porteurs et limitent le RCP. De nombreux défis subsistent pour réaliser le potentiel des dispositifs photovoltaïques III-nitrure à haut rendement.

Au cours de la dernière décennie, de nombreux sujets de recherche ont été étudiés : méthodes de croissance d'InGaN à haute teneur en indium sur substrat GaN autonome, dopage p-type de l'InGaN, conceptions à puits quantiques, conceptions d'électrodes, photovoltaïque à concentration, cellules solaires à bande intermédiaire, et structures à réflexion réduite. Les cellules solaires à base de nitrures non polaires ont été étudiées pour l'effet de polarisation. Dahal et al. ont démontré une cellule solaire à puits quantiques multiples InGaN à plus de 30 % d'indium fonctionnant à des longueurs d'onde plus longues (> 420 nm) et illustré un rendement de 3,03 % sous une intensité d'illumination allant jusqu'à 30 soleils. Mori et al. ont étudié les cellules solaires à nitrures à concentration et atteint un RCP maximal de 4 % à 300 soleils. Malgré diverses approches structurelles et optiques, le RCP des cellules solaires III-nitrure n'a pas beaucoup progressé. Reichertz et al. ont démontré la faisabilité de cellules tandem en épitaxiant une jonction p-n GaN sur un substrat Si à jonction p-n. Leurs résultats indiquent que le substrat Si contribue à l'efficacité aux longues longueurs d'onde tandis que le nitrure contribue à l'efficacité aux courtes longueurs d'onde. Les substrats silicium offrent non seulement une solution peu coûteuse, mais aussi une amélioration du RCP et une bonne conductivité thermique.

Habituellement, pour la croissance de cellules solaires, des couches de film continu sont empilées, ce qui entraîne une haute densité de dislocations. Cependant, lorsque les III-nitrures sont cultivés en nanostructures, la surface de contact avec le substrat est faible, réduisant les dislocations de filetage et minimisant la contrainte. Tessarek et al. ont rapporté que les dislocations des nanorods GaN disparaissent lorsque le diamètre descend à 200 nm. Par conséquent, la croissance de cellules solaires à nanorods III-nitrure sur substrats silicium est une alternative préférée pour réduire les coûts, améliorer la qualité cristalline et augmenter l'efficacité. Les nanorods/nanofils ont une grande capacité pour les applications photovoltaïques car les électrons photogénérés peuvent être collectés plus efficacement avant de recombiner avec les trous grâce à un chemin direct vers les électrodes, et les structures de nanorods améliorent le piégeage de la lumière pour renforcer l'absorption des photons. Plusieurs groupes ont démontré des photodétecteurs, nanolasers, nano-DEL, et applications de scission photoélectrochimique de l'eau basés sur des nanorods III-nitrure. Néanmoins, l'inconvénient des cellules solaires à nanorods est la recombinaison des paires électron-trou photogénérées aux centres de piégeage abondants dus aux défauts de surface. De plus, les processus de fabrication sont plus complexes que pour les dispositifs à film mince. Cependant, surmonter ces problèmes a entraîné une augmentation presque triplement du RCP, comme montré par Wallentin et al. où le réseau de nanorods InP atteint 13,8 % de RCP par optimisation du diamètre et de la longueur du segment n supérieur. Krogstrup et al. ont indiqué qu'une haute densité de courant de court-circuit (Jsc) était obtenue dans des structures nanofils cœur-coquille GaAs uniques grâce à une absorption lumineuse améliorée de plus d'un ordre de grandeur par concentration de lumière. Wierer et al., Cansizoglu et al., et Nguyen et al. ont démontré différents types de cellules solaires à réseau de nanorods nitrure sur gabarit GaN et substrat Si. La comparaison des recherches récentes sur le photovoltaïque nanorod/nanofil est listée dans l'Information Supplémentaire : Tableau S1. Cependant, les contributions de conversion photoélectrique de différents ensembles de nanorods InGaN à différentes teneurs en indium sur substrats Si (111) peu coûteux n'ont pas été discutées systématiquement jusqu'à présent.

Dans cette étude, des ensembles de nanorods Mg:GaN/InGaN/Si:GaN III-nitrure avec 8 % et 11 % de concentration en indium ont été cultivés sur substrats Si (111) n-dopés par épitaxie par faisceau moléculaire assistée par plasma (PA-MBE, Veeco EPI930). Les propriétés structurales et les teneurs en indium ont été estimées par diffraction des rayons X à haute résolution (HR-XRD, Bede D1). La structure fine des nanorods a été analysée par microscopie électronique en transmission à haute résolution (HR-TEM, FEI E.O Tecnai F20 G2). Les propriétés courant-tension (J-V) des cellules solaires nitrure ont été discutées sous 1 soleil, illumination AM 1.5G (Newport 94023A). Le rendement quantique externe (EQE, Enli Technology Co., Ltd., QE-R3018) a été mesuré pour étudier la réponse spectrale. Les alignements de diagrammes de bandes et simulations ont également été investigués pour expliquer le transport des électrons et des trous.

Méthode Expérimentale

Technique de Croissance

La croissance des nanorods Si:GaN et Mg:GaN/InGaN/Si:GaN repose sur la technique d'épitaxie par faisceau moléculaire assistée par plasma (PA-MBE). Tous les échantillons ont été cultivés par un système PA-MBE Veeco GEN930 équipé d'une source de plasma azote 6N (Veeco, UNI-Bulb). Le substrat Si (111) de type n avec une résistivité de 0,001–0,005 Ω·cm a été nettoyé à l'acétone, l'isopropanol et l'eau déionisée dans un bain à ultrasons pendant 5 min à chaque étape pour éliminer la contamination organique résiduelle, puis gravé dans une solution HF:H₂O = 1:5 à 48–51 % pendant 5 min pour éliminer l'oxyde natif. Après le nettoyage/chimie, le substrat Si a été séché au gaz azote. Le substrat a été introduit dans la chambre tampon puis transféré dans la chambre de croissance par un bras de transfert à couplage magnétique. Avant la croissance des nanorods, le substrat a été nettoyé thermiquement à 900 °C pendant 30 min pour éliminer l'oxyde natif résiduel et obtenir une surface Si reconstruite 7 × 7 propre et ordonnée. Les atomes d'azote activés ont été générés par un canon à plasma et leur flux et pureté contrôlés via un contrôleur de débit massique haute résolution (HORIBA STEC, SEC-7320 M) et un purificateur d'azote (Entegris, CE35KFI4R). Les sources Ga, In, Si et Mg de haute pureté (6N ou plus) ont été fournies par des cellules d'effusion à source solide. Le rapport de flux III/V a été contrôlé dans des conditions riches en N pour obtenir des nanorods. D'abord, des nanorods Si:GaN auto-assemblés ont été cultivés à 760 °C pendant 82 min. La désorption d'InN est critique à haute température car l'indium s'évapore de la surface. Pour retenir l'indium dans les nanorods, la technique d'épitaxie modulée par métal (MME) a été utilisée. La MME implique l'ouverture et la fermeture périodiques des obturateurs métalliques pour moduler les flux métalliques, tout en maintenant l'obturateur N₂ ouvert. Pour ajuster la concentration en In, deux temps de cycle différents d'atomes In et Ga ont bombardé le substrat alternativement pendant 20 s/30 s (échantillon B) et 30 s/30 s (échantillon C) sur 50 périodes à 550 °C. Finalement, la couche Mg:GaN a été cultivée à 600 °C. Les échantillons ont été cultivés sous 9,25 × 10⁻⁶ torr BEP azote actif avec une puissance plasma de 450 W, 2,42 × 10⁻⁸ torr BEP In, et 1,93 × 10⁻⁸ torr BEP Ga. En outre, les nanorods Si:GaN monocouche (échantillon A) ont également été préparés comme groupe témoin dans les mêmes conditions.

Fabrication des Dispositifs

Après la croissance des nanorods, le processus de fabrication comprenait les étapes suivantes : (1) La zone de dispositif de 350 × 350 μm² a été définie par gravure jusqu'au Si de type n avec du tétrafluorométhane (CF₄) par gravure ionique réactive (Advanced System Technology, Cirie-200) en utilisant du photorésist (Microchemicals GmbH, AZ1400) comme masque. (2) Un bain à ultrasons avec eau déionisée a été utilisé pour nettoyer les nanorods lâches hors de la zone de dispositif, sauf ceux de la zone mesa. (3) Immerger l'échantillon dans (NH₄)₂S à 60 °C pendant 1 min pour passiver la surface nitrure pour la suppression de l'oxyde natif et la réduction de la recombinaison non radiative. (4) Un film mince d'oxyde d'étain et d'indium (ITO) de 100 nm a été déposé sur le dessus des nanorods pour servir de contact transparent ohmique Mg:GaN par pulvérisation (Advanced System Technology, Psur-100HB) accompagnée de photolithographie (M&R Nano Technology, AG350-6B) et de techniques lift-off. (5) Des contacts métalliques de grillage multicouches Ti/Al/Ti/Au (20 nm/300 nm/20 nm/50 nm) sur le film ITO et sur les substrats Si de type n ont été fabriqués par évaporation par faisceau d'électrons (Advanced System Technology, Peva-600E) en utilisant photolithographie et lift-off. (6) Tous les contacts métalliques de grillage ont été recuits par système de recuit thermique rapide (Advanced System Technology, FA04) pendant 30 s dans l'azote à 800 °C pour obtenir des contacts ohmiques.

Préparation d'Échantillons TEM

Pour étudier davantage la structure cristalline, des nanorods individuels des échantillons B et C ont été extraits par sonication dans l'éthanol. Après 30 min de sonication, quelques gouttes de la solution d'éthanol ont été déposées sur une grille de cuivre (Ted Pella) et l'éthanol a été évaporé à température ambiante. Avant les mesures, l'échantillon a été cuit à 150 °C pour éliminer les solvants organiques libres.

Résultats et Discussion

Propriétés Morphologiques et Structurales

Les vues en plan et en coupe de microscopie électronique à balayage (MEB) sont présentées dans la Fig. 1a–f illustrant la morphologie des nanorods tels que cultivés. De gauche à droite, la Fig. 1 a–c représente la variation de la morphologie de surface de Si:GaN (échantillon A) et Mg:GaN/InGaN/Si:GaN avec des temps de cycle d'impulsion d'atomes In/Ga variés de 20 s/30 s (échantillon B) et 30 s/30 s (échantillon C) pendant la croissance d'InGaN sur 50 cycles, respectivement. Les diamètres des nanorods Si:GaN et Mg:GaN/InGaN/Si:GaN sont de 30–100 nm et 80–150 nm respectivement, tandis que les densités surfaciques sont ~ 7 × 10⁹ cm⁻². Les images en coupe des nanorods sont montrées en Fig. 1d–f et indiquent une longueur de nanorods d'environ 700 nm pour les échantillons A à C. La structure schématique des échantillons Mg:GaN/InGaN/Si:GaN est montrée en Fig. 1g.

La Figure 2a enregistre la mesure de diffraction rayons X theta-2theta focalisée sur différents échantillons avec temps de cycle d'impulsion. Le pic le plus fort à 28,44° provient du substrat Si. Un pic net à 34,56° correspond à la diffraction GaN (0002) et indique une bonne inhibition du mélange de phase depuis la couche InGaN. Un pic du côté inférieur du 2-thêta du pic GaN (0002) à 34,22° pour l'échantillon B et à 34,13° pour l'échantillon C correspond à InGaN (0002). Les constantes de maille c de InN et GaN sont 5,760 Å et 5,185 Å respectivement. Selon la loi de Bragg, les constantes de maille c d'InGaN (0002) sont calculées à 5,23 Å pour l'échantillon B et 5,25 Å pour l'échantillon C. En important la constante de maille c d'InGaN (0002) dans la loi de Vegard, la concentration en In peut être estimée à 8 % pour l'échantillon B et 11 % pour l'échantillon C sans considération de contrainte. La Figure 2b montre l'image TEM à bas grossissement de l'échantillon C et le diagramme schématique de sa structure. Les zones 1 et 2 sont respectivement les régions n-GaN et InGaN. Le motif de diffraction électronique à aire sélectionnée (SAED) pris dans la zone 1 démontre que la direction [0001] est parallèle à l'axe long du nanorod et est une direction de croissance commune des nanorods nitrure. De plus, aucune dislocation n'est trouvée dans le cristal. En Figure 2c et d, les images TEM à résolution atomique donnent les constantes de maille c de GaN et InGaN à 5,19 Å et 5,25 Å respectivement, identiques aux résultats calculés par la loi de Bragg via le balayage XRD theta-2theta. De plus, la constante de maille c d'InGaN pour l'échantillon B est 5,23 Å via les images TEM à résolution atomique montrées dans l'Information Supplémentaire : Figure S1. En outre, les images champ sombre annulaire à haut angle (HAADF) et la spectroscopie de dispersion d'énergie par rayons X (EDS) en balayage linéaire, indiquant la distribution d'indium, sont incluses dans l'Information Supplémentaire : Figure S2.

Analyse des Caractéristiques Électriques et Optiques

Les mesures courant-tension ont été effectuées par un source-mètre Keithley 2400. La Figure 3a montre le diagramme schématique de la cellule solaire à assemblage de nanorods. La surface totale du dispositif est de 0,12 mm² et la surface effective sous illumination en excluant le contact métallique est de 0,0924 mm². Pour collecter les électrons photogénérés, un film conducteur transparent ITO de 100 nm est déposé sur le dessus du p-GaN pour connecter les nanorods et l'électrode digitale Ti/Al/Ti/Au (20 nm/300 nm/20 nm/50 nm). Les analyses photoélectriques du dispositif ont également été menées avec un simulateur solaire sous 1 soleil, condition AM 1.5G comme montré en Fig. 3b–d. Les valeurs de résistance série Rs déterminées à partir de la Fig. 3b–d sont 83 Ω, 250 Ω, et 2,5 kΩ et les valeurs de résistance de dérivation Rsh sont 413 kΩ, 550 kΩ, et 2 MΩ pour les échantillons A, B, et C respectivement. La densité de photocourant à tension nulle, Jsc, du dispositif In₀,₀₈Ga₀,₉₂N (échantillon B) et In₀,₁₁Ga₀,₈₉N (échantillon C) est de 7,77 mA/cm² et 14,96 mA/cm² respectivement. L'amélioration du photocourant avec l'augmentation de la concentration en In a été démontrée par la comparaison de Jsc. De plus, Krogstrup et al. ont illustré que la propriété de concentration de lumière dans les cellules solaires à nanorods peut améliorer l'absorption de lumière et fournir un photocourant élevé. La tension de circuit ouvert (Voc) et le facteur de forme (FF) de l'échantillon C sont 0,28 V et 30 % respectivement. Plusieurs groupes ont également démontré des structures de nanorods avec un Voc plus faible. Pour élucider la performance photovoltaïque réelle dans une zone réellement illuminée, le RCP de surface effective, PCEeff, établit un rendement basé sur la surface effective qui exclut la zone d'électrode de grillage, tandis que le RCP de surface totale, PCEtot, considère toute la zone du dispositif. Il est notable que les valeurs PCEtot et PCEeff sont 0,98 % et 1,27 % ce qui indique un RCP de cellule solaire à nanorods nitrure le plus élevé jamais rapporté. La contribution principale provient du Jsc élevé, bien que le Voc soit inférieur à d'autres cellules solaires à nanorods III-nitrure. Il y a deux raisons possibles du faible Voc, incluant le niveau quasi-Fermi limité à la jonction p-n Si car la bande interdite du Si est de 1,12 eV basée sur le diagramme de bandes, et un chemin de courant confiné peut être créé en raison du pincement du niveau de Fermi de surface. Le Tableau 1 résume la comparaison Jsc, Voc, FF, et PCE des trois échantillons.

Pour comprendre les propriétés physiques et électriques, les diagrammes de bandes sont calculés en utilisant un programme 1D-DDCC (Résolveur de Poisson, Dérive-Diffusion, et Schrödinger à Une Dimension). Les affinités électroniques de l'ITO, Si, et GaN utilisées sont 4,40 eV, 4,05 eV, et 4,1 eV respectivement. La Figure 4a et b montre le diagramme de bandes ITO/n-GaN/n-Si sans polarisation et la courbe J-V sous obscurité respectivement. Cela illustre que la structure ITO/n-GaN/n-Si n'a pas d'effet redresseur et montre un profil J-V linéaire. La barrière de potentiel de l'hétérointerface peut être ignorée pour le transport des porteurs car le décalage de bande de conduction entre Si et GaN devrait être une faible valeur de 50 meV. Cette courbe J-V linéaire de type résistif est en contradiction avec les résultats expérimentaux.

Une explication possible des résultats de courbe J-V est que la diffusion de Ga induit un p-Si à l'interface GaN/Si et crée une jonction p-n. Reichertz et al. et Neplokh et al. ont vérifié la diffusion d'Al dans le substrat silicium pendant la croissance des couches nitrure. Le bore, l'Al, et le Ga sont des éléments du groupe IIIB qui peuvent être des dopants pour la formation de couche p-Si. Cependant, le taux de diffusion du Ga est de 8 nm/jour à 700 °C. La Figure 4c montre un diagramme de bandes qui inclut une couche p-Si très mince (1 nm) entre l'interface n-GaN et n-Si. Un faible champ électrique interne est créé dans la jonction p-n Si qui peut diriger les électrons vers le substrat n-Si et les trous vers la couche de contact ITO. Les courbes J-V dépendantes de l'épaisseur démontrent que la tension d'enclenchement de la diode diminue lorsque l'épaisseur des couches p-Si devient plus mince en Fig. 4d. Le p-Si ultra-mince sera une limitation pour la séparation des niveaux quasi-Fermi et réduira le Voc de la performance solaire. La propriété électrique simulée avec la couche p-Si incluse est plus proche du résultat de cette recherche. Par conséquent, le diagramme de bandes de la structure Mg:GaN/InGaN/Si:GaN/p-Si/n-Si peut être construit comme modèle comme en Fig. 5. L'illumination de lumière AM 1.5G par le haut mène à l'absorption des photons avec énergie supérieure à la bande interdite d'InGaN. Lorsque la lumière irradie sur le Si à travers les rods et l'interespace entre les rods, les photons avec énergie supérieure à la bande interdite du Si peuvent également être absorbés par le substrat p-n Si et le photocourant est produit. Simultanément, les paires électron-trou générées dans les régions nitrure par la lumière de courte longueur d'onde sont séparées par le champ électrique interne de la jonction p-i-n. À la fin, les porteurs photogénérés peuvent être collectés à travers le contact d'oxyde d'étain et d'indium (ITO) supérieur vers Mg:GaN et le contact n-Si inférieur. Basé sur ce modèle de structure et en considérant la barrière de Schottky introduite par le contact ITO, la simulation de courbe J-V est montrée en Fig. 5b. La courbe J-V simulée indique que la forme en S est causée par le comportement non ohmique du contact p. C'est une raison possible pour expliquer la forme en S existante pour Mg:GaN/u-InGaN/Si:GaN (échantillons B et C) en Fig. 3c et d. Par conséquent, les densités de courant à polarisation négative (Jbiais négatif (−0,5 V)) où la forme en S s'aplatit sont notées dans le Tableau S2. Jbiais négatif peut être un point de contrôle pour une optimisation ultérieure et une valeur ciblée.

Les résultats de mesure EQE sans polarisation lumineuse (lumière additionnelle non modulée) sont montrés en Fig. 6a, qui compare les EQE de Si:GaN/n:Si (échantillon A), Mg:GaN/u-In₀,₀₈Ga₀,₉₂N/Si:GaN (échantillon B), et Mg:GaN/u-In₀,₁₁Ga₀,₈₉N/Si:GaN (échantillon C). L'échantillon C a une concentration en In plus élevée qui pourrait être responsable des valeurs plus élevées à courte longueur d'onde dues à l'absorption dans la couche InGaN. Les EQE maximaux dans les échantillons A, B, et C sont 32 %, 55 %, et 63 % respectivement. Comparés aux spectres de réflectance de wafer Si, échantillons A, B, et C montrés en Fig. 6b, les oscillations des EQE et des spectres de réflectance sont dues à l'interférence de différentes couches. Le wafer Si nu a la réflectance la plus élevée due à sa surface plane. Les échantillons A, B, et C ont une réflectance plus faible car les structures de nanorods ont un effet de piégeage de lumière. L'échantillon C a l'EQE le plus élevé à longue longueur d'onde et la réflectance la plus faible en raison du plus fort effet de piégeage de lumière. Ce résultat peut expliquer le photocourant plus élevé généré dans l'échantillon C. Les spectres de photoluminescence (PL) à température ambiante (RT, 300 K) des échantillons B et C sont montrés en Fig. 6c. Le pic le plus haut à 3,40 eV est l'émission de bord de bande proche (NBE) de GaN. Les pics à 3,09 eV et 3,03 eV sont dus aux émissions NBE d'In₀,₀₈Ga₀,₉₂N et In₀,₁₁Ga₀,₈₉N. Les résultats sont similaires aux valeurs du calcul de l'équation de courbure de 3,1 eV et 3,0 eV à RT. Cela montre aussi les mêmes fortes oscillations de Fabry-Perot (marquées par des astérisques) que les EQE et les spectres de réflectance, représentant les interfaces lisses entre chaque couche/surface.

Conclusion

Des nanorods Mg:GaN/InGaN/Si:GaN et Si:GaN de haute qualité cultivés sur n-Si par épitaxie par faisceau moléculaire assistée par plasma sont démontrés avec succès. Les mesures photovoltaïques exhibent un PCEeff de 1,27 % et un PCEtot de 0,98 % sous 1 soleil, illumination AM 1.5G pour Mg:GaN/u-In₀,₁₁Ga₀,₈₉N/Si:GaN qui a une concentration en In plus élevée et un effet de piégeage de lumière plus fort induisant un photocourant élevé. Bien que le dispositif nanorods Si:GaN sur n-Si puisse ne pas avoir un champ interne de jonction p-n proéminent, la conception d'une structure hétérojonction appropriée aide à diriger les photoporteurs vers les contacts supérieurs et inférieurs et améliore la performance de la cellule.

Disponibilité des Données et Matériaux

Les auteurs déclarent que les matériaux et données sont disponibles pour les lecteurs, et toutes les conclusions faites dans ce manuscrit sont basées sur les données qui sont toutes présentées et montrées dans cet article.

Abréviations

DEL :

Diode électroluminescente

RCP :

Rendement de conversion de puissance

Jsc :

Densité de courant de court-circuit

PA-MBE :

Épitaxie par faisceau moléculaire assistée par plasma

HR-XRD :

Diffraction des rayons X à haute résolution

HR-TEM :

Microscopie électronique en transmission à haute résolution

EQE :

Rendement quantique externe

BEP :

Pression équivalente de faisceau

MME :

Épitaxie modulée par métal

ITO :

Oxyde d'étain et d'indium

Voc :

Tension de circuit ouvert

RT :

Température ambiante

PL :

Photoluminescence

NBE :

Bord de bande proche