CdS/CdMnTe太陽能電池異質(zhì)結界面與光電性能的第一性原理計算*

欒麗君 何易 王濤 Liu Zong-Wen

1) (長安大學材料科學與工程學院, 西安 710061)

2) (西北工業(yè)大學, 凝固技術國家重點實驗室, 西安 710072)

3) (悉尼大學化學與生物分子工程學院, 澳大利亞顯微技術與顯微分析中心, 悉尼 NSW 2006)

CdS/CdMnTe異質(zhì)結是具有集成分立光譜結構的疊層電池的“核芯”元件, 是驅(qū)動第三代太陽能電池發(fā)展的核心引擎, 其界面相互作用對大幅度提高太陽能電池的轉(zhuǎn)換效率至關重要.本文采用基于密度泛函理論的第一性原理計算構建CdS (002), CdMnTe (111)表面模型及Mn原子占據(jù)不同位置的CdS/CdMnTe異質(zhì)結界面結構模型, 分析CdS (002), CdMnTe (111)表面及異質(zhì)結界面的電子性質(zhì)和光學性質(zhì).晶格結構分析表明, CdS/CdMnTe異質(zhì)結的晶格失配度約為3.5%, 弛豫后原子位置與鍵長均在界面處發(fā)生一定程度的變化.態(tài)密度分析發(fā)現(xiàn)異質(zhì)結界面的費米能級附近不存在界面態(tài), 并且界面處的Cd, S, Te原子之間的軌道雜化可增強界面的結合能力.差分電荷密度分析顯示, 界面處發(fā)生了電荷的重新分配, 電子由CdMnTe轉(zhuǎn)移到CdS側(cè).光學分析顯示, CdS/CdMnTe異質(zhì)結主要吸收紫外光, 吸收系數(shù)可達105 cm-1, 但不同Mn原子位置的異質(zhì)結光學性質(zhì)也稍有差別.在200-250 nm范圍, Mn原子位于中間層的異質(zhì)結的吸收系數(shù)更大, 但在250-900 nm范圍內(nèi), Mn原子位于界面層的異質(zhì)結吸收峰更高.本文合理構建了CdS/CdMnTe異質(zhì)結模型,計算分析了其界面光電性能, 可為提高疊層電池的光電轉(zhuǎn)換效率提供一定的理論參考, 為實現(xiàn)多帶隙異質(zhì)結的實驗研究提供一定的理論依據(jù).

1 引 言

隨著科學技術的進步和化石燃料消耗峰值的到來, 人類能源結構將發(fā)生根本性變革, 預計到2050年, 可再生能源占總一次能源的比例將大于50%[1].太陽能既是可再生能源, 又是清潔能源, 因此, 研究太陽能電池符合世界范圍能源與環(huán)境的發(fā)展趨勢[2-5].晶硅太陽能電池研究最早, 工藝最成熟, 在太陽能電池領域占據(jù)主導性地位.但是, 由于晶硅材料進一步降低成本的空間很小和世界硅年產(chǎn)量不足等原因, 世界各國一直高度重視薄膜太陽能電池的開發(fā)和利用[6,7], 一方面因為其材料消耗低而有利于降低成本, 另一方面因為薄膜太陽能電池能制備成大面積組件而有利于規(guī)?；a(chǎn).因此, 薄膜太陽能電池的研發(fā)在一個較長的歷史階段代表著光伏科學與技術的發(fā)展方向[8,9].

提高太陽能電池的轉(zhuǎn)換效率是光伏工作者不懈的追求, 目前非晶硅、碲化鎘和銅銦鎵硒等單結薄膜電池的實際效率已接近理論效率(20%), 這是因為吸收層有一個確定的帶隙寬度, 所以理論轉(zhuǎn)換效率受到了限制[10-12].具有更高效率(20%-40%)的薄膜太陽能電池可以通過雙結或多結疊層電池來實現(xiàn)[13].研究表明[14,15], 對于高轉(zhuǎn)換效率的雙結疊層電池, 所需的頂層電池材料的理想禁帶寬度為1.7 eV左右.碲錳鎘(CdMnTe)薄膜材料在太陽光譜范圍內(nèi)具有高吸收系數(shù)、高電子傳輸性能、高化學穩(wěn)定性等特點, 其禁帶寬度在1.45-2.85 eV之間連續(xù)可調(diào), 是制備疊層太陽能電池頂層電池的理想材料[16-18].關于CdMnTe太陽能電池薄膜生長實驗和理論方面的研究已取得一定的進展.2004年, Wang等[19]采用磁控濺射法成功制備出CdMnTe單異質(zhì)結薄膜太陽能電池, 并分析了氯化處理對其光電轉(zhuǎn)換效率的影響, 發(fā)現(xiàn)在390-430 ℃時, H2+ Ar氣氛下加入CdCl2+ MnCl2(10%)進行退火, CdMnTe電池的效率可提高100倍.2010年, 侯澤榮等[20]在用化學沉積法制備CdMnTe的實驗中發(fā)現(xiàn), CdS/CdMnTe異質(zhì)結界面附近可能存在由于原子互擴散而形成的中間層, 這個中間層可以降低晶格失配度和界面態(tài), 從而改善p-n結的光電性能.2019年, Chander和Dhaka[16]采用近空間升華法制備了CdMnTe薄膜太陽能電池,探索了高光電轉(zhuǎn)換效率的制備條件和退火工藝條件.2020年, Olusola等[21]采用雙電極沉積技術在不同陰極電位下成功制備出p型和n型導電的CdMnTe薄膜, 研究結果表明, 不管使用何種電位,生長的CdMnTe薄膜在退火后均為p型導電, 這為獲得光電質(zhì)量良好的p型CdMnTe薄膜提供了途經(jīng).相比于薄膜生長實驗, 理論方面的研究鮮見報道, 并且主要集中于對單層材料本身的計算.2014年, Shafaay[22]采用廣義梯度近似(GGA-PBE)理論對CdS窗口層的結構進行優(yōu)化, 并計算出其禁帶寬度為2.66 eV.2016年, Gueddim等[23]通過密度泛函理論對CdMnTe吸收層的電子結構與光學性質(zhì)進行了研究, 計算并分析了不同Mn含量的CdMnTe晶體的能帶結構與吸收光譜.2020年,Ilchuk等[24]在贗勢框架內(nèi), 進行了CdMnTe動力學理論研究, 通過改變電子系統(tǒng)參數(shù), 結合Kramers-Kronig方程, 得到了與實驗數(shù)據(jù)相符的介電磁導率、反射指數(shù)與反射光譜.

CdS/CdMnTe異質(zhì)結的界面電子形態(tài)對提高CdMnTe薄膜太陽能電池的性能至關重要, 但實驗研究難以在原子尺度上觀察界面的顯微結構并揭示其微觀機理, 因此需要對界面性質(zhì)進行理論研究.本文瞄準CdS/CdMnTe異質(zhì)結界面原子的相互作用, 通過第一性原理從頭計算的方法, 研究CdS, CdMnTe表面以及異質(zhì)結界面的光學性質(zhì),分析CdS/CdMnTe界面態(tài)、Mulliken電荷和差分電荷等電學性質(zhì).旨在通過異質(zhì)結模型的合理構建及界面附近電子性質(zhì)的分析計算, 對CdS/CdMnTe界面的光電性能有更深入的了解, 對提高CdMnTe薄膜頂層電池的光電轉(zhuǎn)換效率有所裨益.

2 計算方法

CdMnTe是Mn原子部分取代CdTe晶格中的Cd而形成的三元化合物.在建立表面模型前對CdTe和CdS的晶格結構進行了研究, 計算得到的晶格常數(shù)如表1所列.對比表中的數(shù)據(jù)可以看出,本文的計算結果與文獻結果[25-27]符合較好.

表1 CdTe和CdS晶格參數(shù)優(yōu)化結果Table 1.Optimal lattice parameters of CdTe and CdS.

本研究采用基于密度泛函理論(DFT)的Material Studio軟件的CASTEP模塊進行計算.計算過程中采用投影綴加平面波(PAW)方法描述贗勢[28-30], 廣義梯度近似(GGA-PBE)泛函確定交換關聯(lián)能[31].平面波基的截止能量設置為400 eV, 布里淵區(qū)的Monkhorst-Pack網(wǎng)格設置為4 × 4 × 1.由于Mn原子的存在, 計算過程中考慮了自旋軌道耦合(SOC)因素[32].所有原子均采用Broyden-Fletcher-Goldfarb-Shanno (BFGS)方法進行幾何優(yōu)化, 直到每個原子上的離子力小于0.02 eV/A, 總能量變化小于1.0 × 10-6eV.

3 結果與討論

3.1 CdS (002)和CdMnTe (111)表面模型和電子性質(zhì)

3.1.1 CdS(002)和CdMnTe(111)表面模型

薄膜生長實驗發(fā)現(xiàn)[33,34], CdMnTe薄膜太陽能電池的CdS和CdMnTe的擇優(yōu)生長面分別為(002)和(111)晶面, 因此計算中選取(2 × 2)-CdS(002)表面(如圖1(a)所示)和Te (111)表面(如圖1(b)和圖1(c)所示)進行匹配.由于超胞大小的限制, 在建立CdMnTe表面模型時設計了兩種Mn原子位置的模型, 即Mn原子替換表面層(Layer 1)中的Cd原子形成的A1模型和Mn原子替換中間層(Layer 2)中的Cd原子形成的B1模型.兩種模型中Mn含量均為原子百分比6.67%, 符合薄膜生長實驗中典型的Mn含量要求.為使表面模型有足夠的厚度以模擬體相特性, CdS (002), CdMnTe (111)-A1和B1表面模型均包含5個雙原子層.其中表面兩層自由弛豫, 下面三層原子凍結以模擬體相原子, 并添加20 ?的真空層以消除周期性邊界條件對表面模型的影響.

圖1 表面模型的建立 (a) CdS (002)表面模型; (b) CdMnTe (111)-A1表面模型; (c) CdMnTe (111)-B1表面模型Fig.1.Building of the surface models: (a) Model of the CdS (002) surface; (b) A1 surface model of CdMnTe (111); (c) B1 surface model of CdMnTe (111).

結構弛豫后的CdS (002)和CdMnTe (111)表面原子位置和鍵長的變化如圖2所示.圖2(a)中CdS (002)表面的Cd原子沿z軸向上移動了0.035 ?, S原子沿z軸向下移動了0.052 ?.圖2(b)中CdMnTe (111)-A1表面的Cd原子沿z軸向下移動了0.021 ?, Te原子沿z軸向上移動了0.013 ?.圖2(c)中B1表面模型的Cd原子沿z軸向下移動了0.073 ?, Te原子沿z軸向上移動了0.040 ?.層間距離大小和層間距離變化的計算結果見表2.從表2中的數(shù)據(jù)可以看出, 弛豫后第1層與第2層, 第2層與第3層之間的原子鍵長與層間距離的變化比第3層與第4層, 第4層與第5層之間的變化大, 說明層間收縮或擴張主要發(fā)生在表面, 內(nèi)部原子鍵長與層間距離基本保持不變.

表2 弛豫后CdMnTe (111)和CdS (002)表面層間距離的變化Table 2.Variations of interlayer spacing of CdMnTe (111) and CdS (002) surfaces after relaxation.

圖2 弛豫后的表面原子位置和層間距離的變化 (a) CdS (002)表面模型; (b) CdMnTe (111)-A1表面模型; (c) CdMnTe (111)-B1表面模型Fig.2.Variations of atomic positions and interlayer spacing after relaxation: (a) Model of the CdS (002) surface; (b) A1 surface model of CdMnTe (111); (c) B1 surface model of CdMnTe (111).

3.1.2 CdS (002)和CdMnTe (111)表 面的電子性質(zhì)

CdS (002)和CdMnTe (111)表面模型的總態(tài)密度及其第1層和第5層的局域態(tài)密度如圖3所示.圖3(a)所示的CdS (002)表面模型總態(tài)密度中費米能級附近出現(xiàn)了額外的電子態(tài), 即表面態(tài), 從第1層和第5層的局域態(tài)密度可知, 該表面態(tài)主要是由CdS表面第1層中S-3p, Cd-4p, Cd-5s軌道引起的.第5層由于距離表面較遠, 受到表面的影響較小, 表現(xiàn)出較好的體相特性.表面態(tài)出現(xiàn)的主要原因是表面原子結構的周期性遭到破壞,未能形成成對電子而導致電子密度的增加.這些新的表面電子態(tài)對CdS表面的光學性質(zhì)具有一定的影響.

圖3 表面模型總態(tài)密度和第1層及第5層局域態(tài)密度 (a) CdS (002); (b) CdMnTe (111)-A1; (c) CdMnTe (111)-B1Fig.3.Total density of states and the local density of states of the first layer and the fifth layer: (a) CdS (002); (b) A1 of CdMnTe (111); (c) B1 of CdMnTe (111).

圖3 (b)代表了CdMnTe (111)-A1表面模型的總態(tài)密度和局域態(tài)密度, 其總態(tài)密度中費米能級附近也出現(xiàn)了新的表面態(tài).該表面態(tài)是由CdMnTe表面第1層中Mn-3d和Te-5p引起的, 遠離表面的內(nèi)部在費米能級附近沒有出現(xiàn)新的電子態(tài).圖3(c)所示的B1表面模型中總態(tài)密度的費米能級附近也出現(xiàn)了由第1層中Mn-3d和Te-5p軌道引起的表面態(tài), 但其峰值略低.

3.2 CdS/CdMnTe異質(zhì)結模型和電子性質(zhì)

3.2.1 CdS/CdMnTe異質(zhì)結模型

由CdS (002)和CdMnTe (111)表面模型構建的CdS/CdMnTe異質(zhì)結模型如圖4所示, 模型A2為Mn原子位于界面層(Layer 1)的異質(zhì)結模型(Mn原子位置同模型A1), B2為Mn原子位于中間層(Layer 2)的異質(zhì)結模型(Mn原子位置同模型B1).異質(zhì)結包含77個原子, 化學式為H7S18Cd34MnTe15, 晶格參數(shù)為a = b = 8.15 ?, 晶格失配度約為3.5%.同樣在第5層外添加20 ?的真空層以減小周期性邊界條件對異質(zhì)結模型的影響, 采用氫原子鈍化最外層原子的懸掛鍵以減小表面態(tài)對異質(zhì)結界面的影響.另外, 令界面兩端第1, 2原子層自由弛豫, 第3-5原子層固定.采用單點能量計算方法來獲得合適的界面距離, 如圖5所示.可以看出, 當界面距離為2.26 ?時, 模型A2系統(tǒng)總能量最低; 當界面距離為2.55 ?時, 模型B2系統(tǒng)總能量最低.

圖4 CdS/CdMnTe異質(zhì)結模型 (a) Mn原子位于界面層的異質(zhì)結模型(模型A2); (b) Mn原子位于中間層的異質(zhì)結模型(模型B2)Fig.4.CdS/CdMnTe heterojunction models: (a) Mn atom being in the interface layer (model A2); (b) Mn atom in the internal layer (model B2).

圖5 模型A2和B2的總能量隨界面間距的變化Fig.5.Variation of total energy dependent on the interface distance of the models A2 and B2, respectively.

采用BFGS方法分別對兩種模型進行結構優(yōu)化, 優(yōu)化后的模型如圖6所示.圖6(a)和圖6(b)分別表示模型A2弛豫前后原子鍵長的變化, 模型A2弛豫后界面上原子鍵長為dCd-Te= 2.902-2.994 ?(弛豫前2.871 ?), dMn-Te= 2.740-2.720 ?(弛豫前2.651 ?), dCd-S= 2.531-2.666 ?(弛豫前2.497 ?); 界面附近原子鍵長為dCd-Te= 2.841-2.852 ?(弛豫前2.969 ?), dCd-S= 2.502-2.547 ?(弛豫前2.542 ?), 遠離界面處的原子鍵長和位置基本保持不變.圖6(c)和圖6(d)分別表示模型B2弛豫前后原子鍵長的變化, 弛豫后界面上的原子鍵長為dCd-Te= 2.871-2.942 ?(弛豫前2.832 ?),dCd-S= 2.541-2.579 ?(弛豫前2.503 ?); 界面附近原子的鍵長為dCd-Te= 2.813-2.814 ?(弛豫前2.906 ?), dMn-Te= 2.696 ?(弛豫前2.661 ?),dCd-S= 2.543-2.584 ?(弛豫前2.759 ?), 同樣遠離界面處的原子鍵長和位置也基本保持不變.

圖6 弛豫前后界面及其附近原子鍵長的變化 (a)弛豫前的模型A2; (b)弛豫后的模型A2; (c)弛豫前的模型B2;(d)弛豫后的模型B2Fig.6.Bond lengths in/near of the interface before and after relaxation: (a) Before relaxation of A2; (b) after relaxation of A2; (c) before relaxation of B2; (d) after relaxation of B2.

弛豫前后界面上原子鍵長的變化是由界面處原子的種類和結構的差異造成的.在兩種異質(zhì)結模型中, 模型B2弛豫前后界面附近原子鍵長變化的幅度偏大, 說明模型B2界面處原子間作用力較大,界面原子的結合更加穩(wěn)定, 更益于形成穩(wěn)定的界面.

根據(jù)CdS/CdMnTe異質(zhì)結界面結合能的大小可以判斷其結構的穩(wěn)定性, 若結合能為負值, 則異質(zhì)結模型是穩(wěn)定的, 且負值越大模型越穩(wěn)定[35,36].界面結合能的計算公式為

其中, ECdS/CdMnTe是弛豫后系統(tǒng)的總能量, ECdS和ECdMnTe是弛豫后CdS (002)和CdMnTe (111)表面的總能量.計算結果顯示, 模型A2的結合能為-0.51 J/m2, 模型B2的結合能為-0.53 J/m2, 根據(jù)負值越大越穩(wěn)定來判斷, 模型B2的結構更加穩(wěn)定, 這一結論與模型B2弛豫后原子鍵長的變化偏大的結論一致.

3.2.2 CdS/CdMnTe異質(zhì)結的電子性質(zhì)

下面通過異質(zhì)結的總態(tài)密度、局域態(tài)密度、原子的分態(tài)密度和差分電荷密度研究異質(zhì)結的電子性質(zhì).圖7(a)和圖7(b)分別表示模型A2和B2的總態(tài)密度和局域態(tài)密度, 可以看出, 異質(zhì)結A2和B2在費米能級附近約-0.15-0.20 eV范圍內(nèi)均出現(xiàn)了新的電子態(tài), 即界面態(tài), 并且模型A2中費米能級附近出現(xiàn)了更高的界面態(tài).界面態(tài)在載流子傳輸過程中可以充當俘獲中心, 阻止光生載流子通過費米能級, 導致帶隙減小, 開路電壓和短路電流降低.局域態(tài)密度分析發(fā)現(xiàn), 異質(zhì)結的界面態(tài)主要是由CdMnTe (111)第5層引起的, 而CdS (002)和CdMnTe (111)第1層的費米能級附近均沒有界面態(tài).也就是說, 這兩個異質(zhì)結界面不會捕獲載流子, 避免了費米能級在界面處被釘扎.這可能是因為界面處原子的緊密結合促進了共價鍵的形成,消除了界面懸掛鍵而使電子達到了飽和狀態(tài), 故CdS/CdMnTe異質(zhì)結界面處不顯示界面態(tài).

圖7 CdS/CdMnTe異質(zhì)結總態(tài)密度與局域態(tài)密度 (a)模型A2; (b)模型B2Fig.7.Total density of states and local density of states of the CdS/CdMnTe heterojunction: (a) Model A2; (b) model B2.

圖8表示CdS/CdMnTe異質(zhì)結界面處原子的分態(tài)密度, 圖8(a)說明模型A2界面處所有的原子在費米能級附近均沒有其他電子態(tài).在-5 eV附近, Mn-3 d和Te-5p軌道發(fā)生微弱雜化, 在0.5-1.5 eV處, Mn-3p和Te-5p軌道也發(fā)生了較弱的雜化, 在-3--1 eV處, Mn-3p與Cd-3p軌道發(fā)生部分雜化, 在1.5 -2.5 eV處, Mn-4s, Cd-3p與S-3s電子發(fā)生較小的軌道雜化.這些原子軌道的雜化作用促進了界面處Mn與Te, Mn與S, S與Cd原子之間的成鍵.對于模型B2, 如圖8(b)所示,在-5--4.5 eV與-3.5--1.5 eV處, Te-5p和S-3p發(fā)生強烈的軌道雜化, 在1-2 eV處, Cd-4p和S-3s軌道發(fā)生雜化, 在-5 eV附近, Cd-5s和S-3p軌道發(fā)生微弱的雜化.此外, H原子1s軌道在費米能級處出現(xiàn)了界面態(tài), 說明H原子的加入對CdS/CdMnTe異質(zhì)結有不利的影響.

圖8 CdS/CdMnTe異質(zhì)結界面處原子的分態(tài)密度 (a)模型A2; (b)模型B2Fig.8.Part density of states of different atoms in the CdS/CdMnTe interface: (a) Model A2; (b) model B2.

界面上原子軌道雜化能力的強弱是影響界面結合程度的關鍵因素, 異質(zhì)結B2具有比異質(zhì)結A2更強的界面原子軌道雜化能力, 說明異質(zhì)結B2具有更加穩(wěn)定的結構.

異質(zhì)結沿z軸方向的電荷密度差可以由下式表示:

其中, ρCdS/CdMnTe為異質(zhì)結系統(tǒng)的總差分電荷密度, ρCdS和ρCdMnTe分別為系統(tǒng)中CdS (002)和CdMnTe (111)表面的差分電荷密度.

垂直于z軸方向的電荷重新分布如圖9所示,圖中藍色區(qū)域表示電荷累積, 黃色區(qū)域表示電荷耗盡.從圖9(a)和圖9(c)所示的差分電荷示意圖中可以看出, 電荷的重新分配主要發(fā)生在CdS/CdMnTe界面處, 這是由于界面處原子軌道的雜化作用促進了界面的結合, 遠離界面處的原子由于CdMnTe與CdS兩相之間的相互作用較弱幾乎沒有電荷轉(zhuǎn)移.沿z軸方向的平面平均電荷密度差代表電荷的重新分布, 正值表示電子累積, 負值表示電子耗盡.通過界面處偶極矩變化的定量計算, 表明電子主要通過界面從CdMnTe側(cè)轉(zhuǎn)移到CdS側(cè).此外, 通過Mulliken電荷計算出異質(zhì)結A2電荷轉(zhuǎn)移量為0.89, 異質(zhì)結B2電荷轉(zhuǎn)移量為0.91, 此結果表明異質(zhì)結B2具有較強的電荷轉(zhuǎn)移能力.

圖9 電荷重新分布圖 (a), (c)異質(zhì)結A2與B2的差分電荷示意圖和相應平面差分電荷密度曲線, 黃色區(qū)域代表電荷消耗, 藍色區(qū)域代表電荷積累, 等值面值為0.00103 e/?3; (b), (d) A2與B2沿z軸方向的平均靜電勢Fig.9.Distribution diagram of charges: (a), (c) Charge density difference and the corresponding planar differential charge density curve of the A2 model and B2 model, respectively.The yellow region represents charge depletion, the bule region indicates charge accumulation, the isosurface value is 0.00103 e/?3.(b), (d) the average electrotactic potential difference of the A2 model and B2 model, respectively, along the direction of z axis.

圖9(b)和圖9(d)分別表示CdS/CdMnTe異質(zhì)結A2和B2模型界面間的靜電勢.計算結果顯示, 異質(zhì)結B2在界面處的電位更低, 表明電子更容易在此界面區(qū)域轉(zhuǎn)移和積累.Guo Y等[37]研究表明, 在CdS/CdMnTe異質(zhì)結界面處將發(fā)生載流子的有效分離, 較大的導帶偏移有助于增強電子注入CdS層的能力.因為異質(zhì)結B2具有更高的界面結合能和更強的電荷轉(zhuǎn)移能力, 這將有助于減小CdS/CdMnTe價帶偏移而增加導帶偏移, 對促進載流子的分離具有積極的意義.

3.3 CdS (002), CdMnTe (111)表面及其異質(zhì)結的光學性質(zhì)

研究CdS (002), CdMnTe (111)表面及其異質(zhì)結的光學性質(zhì)對于擴展多結串聯(lián)電池的光譜響應范圍具有重要意義[38].介電函數(shù) ε (ω) 和吸收系數(shù) α (ω) 的表示如下[39-41]:

(1)式和(2)式中的介電函數(shù)虛部 ε2(ω) 由(3)式確定.實部 ε1(ω) 可以通過Kramers-Kronig變換, 獲得如(4)式的表達式[42].

圖10(a)為CdS (002)表面、CdMnTe (111)-B1模型與異質(zhì)結CdS/CdMnTe-B2模型的吸收光譜.可以看出, CdS (002)表面模型具有深紫外吸收峰, 在160 nm處的最大吸收系數(shù)達1.58 ×105cm-1.CdMnTe (111)-B1模型與異質(zhì)結B2模型的吸收系數(shù)具有相似的變化趨勢, 但異質(zhì)結B2模型的吸收系數(shù)卻相對較低, 這是因為兩種材料組合成異質(zhì)結時, 界面處的周期性結構被破壞形成了不飽和懸掛鍵.接著分析了異質(zhì)結A2與B2模型的吸收光譜(圖10(b)), 異質(zhì)結B2在200-250 nm范圍的吸收系數(shù)遠高于異質(zhì)結A2,而在250-900 nm范圍內(nèi), 異質(zhì)結A2具有更高的吸收系數(shù).兩種異質(zhì)結的光學性質(zhì)略有差異, 這可能與異質(zhì)結中的界面態(tài)有關, 也可能是受到Cd-4p, S-3s和Te-5p電子軌道雜化的影響.

圖10 表面模型和異質(zhì)結模型的吸收光譜 (a) CdS(002), CdMnTe (111)-B1表面和異質(zhì)結B2模型; (b)異質(zhì)結A2和B2模型Fig.10.Absorption spectra of surface models and heterojunction models: (a) Surface CdS (002), surfaces of CdMnTe (111)-B1, and B2 model of CdMnTe/CdS heterojunction model; (b) heterojunction A2 model and B2 model.

4 結 論

CdMnTe薄膜太陽能電池的性能取決于窗口層CdS與吸收層CdMnTe的電子結構與界面性質(zhì).本文采用第一性原理計算了CdS (002)和CdMnTe (111)表面以及CdS/CdMnTe異質(zhì)結的界面結構與光電性質(zhì).通過構建兩種不同Mn原子位置的CdS/CdMnTe異質(zhì)結模型及其結構優(yōu)化,得到了Mn原子位于中間層的較為穩(wěn)定的異質(zhì)結模型B2, 其界面結合能為-0.53 J/m2.計算分析發(fā)現(xiàn), CdS/CdMnTe異質(zhì)結界面處Cd, S和Te原子之間的軌道雜化作用增強, 提高了界面結合能力,界面處費米能級附近不存在界面態(tài), 這有利于提高電池的導電性.異質(zhì)結B2擁有更強的電荷轉(zhuǎn)移能力, 這對增大界面處導帶偏移, 促進載流子的有效分離, 提高載流子運輸具有積極的意義.計算結果還發(fā)現(xiàn), 異質(zhì)結B2在200-250 nm范圍內(nèi)具有更高的吸收系數(shù).