2021, Vol. 53
2. 材料物理教育部重点实验室 河南 郑州 450001
2. Key Laboratory of Material Physics of Ministry of Education, Zhengzhou 450001, China
太阳能电池是直接将太阳光能转变为电能的器件，晶硅电池占据太阳能电池市场的主要份额[1]。相对于其Shockley-Queisser极限效率29.4%[2]，目前单结单晶硅太阳能电池的认证效率已高达26.7% [3]，其效率提升的空间已极其有限。与此同时，Ⅲ-V族化合物半导体、钙钛矿等新型太阳能电池在效率提升方面取得了重要进展，其单结电池认证效率已分别达到27.6%和20.9%[4-5]，接近甚至超过单晶硅太阳能电池效率。根据太阳能电池原理，太阳能电池的光电转换效率正比于开路电压(Voc)、短路电流密度(Jsc)和填充因子(FF)。因此，如果能够通过发明新的电池材料或者设计新的电池结构实现电池Voc、Jsc和FF的增加，则有可能进一步提升太阳能电池效率。就认证效率而言，串联多结太阳能电池无疑具有更高的能量转换效率，如三结GaAs电池、两结钙钛矿-硅电池的效率分别达到37.9%和27.3%[6]。通过比对上述单结电池和多结电池的Voc、Jsc和FF后发现(表 1)，单结电池的Jsc整体上明显高于多结电池，二者的FF大致相当，但单结电池的Voc则明显低于多结电池。单结电池具有更简单的电池结构、制备工艺和更低的制造成本，因此，设法提高单结电池的Voc，对进一步提高单结电池的效率具有重要意义。
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表 1 太阳能电池参数表 Tab. 1 Parameters table for solar cell |
根据太阳能电池理论，提升电池的开路电压的有效方法是采用宽带隙半导体材料形成电池p-n结(异质结)[7]。GaN是一种具有直接带隙的宽带隙半导体，带隙大小为3.39 eV，它具有高的电子迁移率、载流子浓度和击穿电压，化学稳定性和热稳定性较好等特性。此外，非故意掺杂的GaN为n型半导体。从理论上讲，GaN可以作为n型窗口层制备具有较高Voc的太阳能电池。基于此，人们先后尝试制备了多种基于GaN的太阳能电池[8-12]。例如2012年，Wierer等[9]制备了基于棒状n-GaN/p-InGaN核壳结构异质结阵列的太阳能电池，但其电池效率和Voc仅分别为0.3%和0.5 V。在对电池结构和性能进行深入分析后发现，造成电池Voc没有达到预期的主要原因在于，n-GaN阵列中纳米棒的局部缺失以及p-InGaN覆盖不完整所导致的漏电流通道的急剧增加。2015年，Mozharov等[10]制备了基于n-GaN纳米线/n-Si异质结的太阳能电池，电池效率和Voc分别为2.4%和0.35 V，而Voc来自于n-GaN/n-Si异质界面所形成的电子势垒。此外，他们还模拟计算了基于n-GaN纳米线/p-Si异质结的太阳能电池，并计算出电池效率将超过20%。尽管基于GaN的太阳能电池在实验上还没有获得理想的性能，尤其还没有实现预测的更高Voc，但这一结果可能更多地归因于电池结构设计和制备工艺的不足。
在之前的研究中，我们通过水热腐蚀p型单晶硅片，制备了一种硅的微米-纳米复合结构，即纳米孔柱阵列(Si-NPA)[13]。其基本形貌和结构特征可以归结为：(1)由微米尺寸、垂直于表面均匀排列的硅柱组成的规则阵列；(2)所有的硅柱均具有纳米多孔结构；(3)纳米孔孔壁由硅纳米晶组成。进一步的研究表明，Si-NPA具有很强的宽波段光吸收特性，在240~2 400 nm波长范围内，其平均积分反射率小于4%。以Si-NPA为衬底，我们先后制备了CdS/Si-NPA和GaN/Si-NPA异质结，并获得了良好的整流特性。在此基础上，我们制备了基于CdS/Si-NPA异质结的太阳能电池[14-15]和白光发光二极管(LED)[16]，以及基于GaN/Si-NPA的近红外[17]和黄光LED[18]，获得良好的器件性能。上述实验结果充分表明，Si-NPA是制备硅基宽带隙化合物半导体异质结器件的一种理想衬底。
本文将以Si-NPA为功能性衬底，构建一种具有复杂界面结构的异质结GaN/Si-NPA，并对其光吸收特性、整流特性和光伏特性进行研究。利用GaN带隙宽、电子迁移率高等特性，结合Si-NPA的宽波段光吸收强度及其p型导电性，实现大的Voc和电池效率。获得的实验结果将为探索制备基于复杂界面结构异质结的新型高效太阳能电池提供借鉴。
1 实验过程及测试方法 1.1 实验过程实验中，采用硝酸铁(0.04 mol/L)和氢氟酸(13 mol/L)的混合水溶液作为腐蚀液，通过水热腐蚀硼掺杂、(111)取向的单晶硅片(sc-Si)制备Si-NPA，原始单晶硅片的电阻率为0.015 Ω·cm。水热腐蚀前，将单晶硅片切割成10 mm × 10 mm的正方片，并分别用硫酸、盐酸和氨水的水溶液进行充分清洗，以去除单晶硅片表面的杂质及有机污染物。清洗的步骤和条件按照文献[13]中给出的清洗方案进行。完成硅片清洗后，将其置入水热釜中，在140 ℃下进行水热腐蚀，腐蚀时间为35 min。Si-NPA自然晾干后，用饱和NaOH溶液将Si-NPA一面因腐蚀形成的纳米结构去除，形成单面Si-NPA。之后，通过高真空离子溅射仪(JOL-JFC-1600)在Si-NPA上表面沉积一层金属铂(Pt)作为后续GaN生长的催化剂。通过调节溅射时间和电流，控制Pt层的厚度为3~5 nm。GaN薄膜通过化学气相沉积(CVD)法制备，以高纯金属镓(Ga，99.999 9%)和高纯氨气(NH3，99.999%)分别作为Ga源和N源。首先，将载有Si-NPA衬底的陶瓷方舟和装有金属Ga的石英坩埚放入高温真空管式炉的恒温区，Ga源和Si-NPA衬底之间相距3 cm。其次，通入500 sccm的氩气(Ar)对气路和管式炉清洗20 min以去除气路、石英管壁上残留的氧气。完成清洗后，以10 ℃/min的升温速率、在Ar氛围中(100 sccm)对管式炉加热。当达到设定的目标温度700 ℃后，通入NH3(5 sccm)进行GaN预沉积，预沉积时间设定为10 min。之后，关闭NH3开关，再以10 ℃/min的升温速率将炉内温度升高至950 ℃，通入NH3(5 sccm)进行GaN生长，生长时间设定为30 min。在GaN预沉积和沉积过程中，管内压强均保持500 Pa。最后，关闭NH3阀门，将高温真空管式炉在氩气氛围中自然冷却至室温。GaN/Si-NPA制备完成后，通过磁控溅射和真空蒸镀的方法在GaN/Si-NPA的上下表面分别沉积氧化铟锡(ITO)电极和银(Ag)电极，制备出结构为ITO/GaN/Si-NPA/sc-Si/Ag的太阳能电池原理性器件，如图 1所示。
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图 1 太阳能电池结构示意图 Fig. 1 Structural diagram of ITO/GaN/Si-NPA/sc-Si/Ag solar cell |
GaN/Si-NPA的晶体结构和表面形貌分别通过X射线衍射(XRD, Panalytical X′Pert Pro)和场发射扫描电镜(FESEM，JSM 6700F)进行测定，其积分反射谱通过装有积分球的UV-VIS-NIR分光光度计(UV-3150)测定。太阳能电池明、暗态J-V特性曲线通过Keithley 2600测定，光照测试条件为AM 1.5(1 000 W/m2)，测试前通过标准硅太阳能电池进行校准。
2 实验结果与讨论 2.1 GaN/Si-NPA晶体结构与形貌表征制备样品的XRD测试结果如图 2所示。通过与标准卡进行比对可以确定(JCPDS card: No. 01-070-2456)，衍射谱中出现在32.3°、34.6°、36.8°、48.1°、57.8°、63.5°、67.9°、69.1°和70.5°的9个衍射峰，分别来自于纤锌矿结构GaN的(100)、(002)、(101)、(102)、(110)、(103)、(200)、(112)和(201)衍射面。之前的研究表明[19]，以Pt为催化剂、采用CVD方法在Si-NPA衬底上生长GaN的机制为气-液-固(VLS)生长模式，即金属Ga首先与作为催化剂的Pt形成Pt-Ga合金液滴，通入NH3后，合金液滴中的Ga原子在Pt的催化作用下与高温下NH3分解出的N原子发生化学反应生成GaN。在图 2中，除对应于GaN的衍射峰外没有观察到其他衍射峰，表明在Pt的催化作用下，Si-NPA上沉积的Ga原子和N原子完全反应生成了GaN。根据谢乐公式[20]，采用最强衍射峰(101)的衍射数据计算得到，在Si-NPA衬底上沉积的GaN晶粒的平均尺寸为14.7 nm。
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图 2 GaN/Si-NPA的XRD图 Fig. 2 XRD pattern of GaN/Si-NPA |
水热腐蚀法制备的Si-NPA和CVD法制备的GaN/Si-NPA的表面形貌如图 3所示。从图 3(a)、(b)中可以看出，Si-NPA是由排列整齐、垂直于样品表面的硅柱构成的规则阵列结构，硅柱的高度为3 μm，柱顶间距离为2~3 μm。Si-NPA的结构特征、光学性质在之前的报道中已有详细描述[13]，在此不再赘述。图 3(c)是GaN生长后GaN/Si-NPA表面的FESEM图。与图 3(a)相比后发现，Si-NPA表面沉积了大量的GaN纳米颗粒以及少量的GaN纳米线和纳米锥串。更为细致的形貌结构特征可以通过其截面FESEM图得到。从图 3(d)中可以看出，通过CVD方法沉积的GaN纳米颗粒连续、均匀地分布于Si-NPA表面，构成了致密的GaN薄膜。进一步的观察表明，GaN薄膜的厚度为250 nm，GaN纳米颗粒的尺寸为60~150 nm。很明显，这里观察到的GaN纳米颗粒的尺寸明显大于之前根据XRD衍射数据和谢乐公式计算的GaN平均晶粒尺寸(14.7 nm)。这一结果表明，图 3(c)、(d)中观察到的GaN纳米颗粒是由尺寸更小的GaN晶粒聚集而成。
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图 3 Si-NPA及GaN/Si-NPA的FESEM图 Fig. 3 Surface morphologies of Si-NPA and GaN/Si-NPA (a)Si-NPA顶视图；(b)Si-NPA样品倾角为45°的顶视图；(c)GaN/Si-NPA顶视图；(d)GaN/Si-NPA截面图。 |
最大限度地减小太阳光在器件表面的反射率是提高太阳能电池光电转换效率的重要环节。之前的研究表明[13]，Si-NPA因其规则的阵列结构和纳米多孔结构，在240~2 400 nm的波长范围内，其平均光积分反射率小于4%，表明Si-NPA是一种理想的光吸收材料。通过CVD沉积GaN后，GaN/Si-NPA依然保持了类似于Si-NPA的规则阵列结构(图 3(c)、(d))。对GaN/Si-NPA进行积分反射谱测试的结果表明(图 4)，在200~800 nm的波长范围内，样品的平均积分反射率为13%，高于Si-NPA的积分反射率。对比Si-NPA和GaN/Si-NPA的形貌结构特征可知，二者均具有几何特征基本相同的阵列结构，这种阵列结构有利于减小样品表面的光反射。二者结构上的不同在于，Si-NPA阵列中的硅柱均具有纳米多孔结构，且其平均孔径仅为15 nm[13]，而GaN/Si-NPA表面则被尺寸为60~150 nm的GaN纳米颗粒所覆盖，且形成了厚度为250 nm的连续、致密的颗粒膜。显然，从样品的微结构及其特征尺寸来判断，Si-NPA更利于宽波段光吸收，而GaN连续薄膜的形成则在一定程度上增加了光的反射率，对于能量小于GaN带隙能的光子尤其明显。进一步分析GaN/Si-NPA的积分反射谱发现，在200~800 nm的波长范围内，样品的积分反射率表现出先增大后减小的趋势。在200~365 nm的波长范围内，GaN/Si-NPA的平均积分反射率小于4%，与Si-NPA的反射率大体相当。GaN是一种具有直接带隙的宽带隙半导体(3.39 eV，365 nm)，因此，在这一波长范围内的低反射率应该主要归因于基于GaN带-带跃迁的本征吸收。当入射光波长大于365 nm时，相应光子的能量因小于GaN的带隙能而不能被GaN薄膜有效吸收，由此将导致器件表面光反射率有所增加(13%)。与此同时，具有较长波长(>365 nm)的入射光将透过GaN薄膜而被Si-NPA吸收。
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图 4 GaN/Si-NPA的积分反射谱 Fig. 4 The integral reflection spectrum of GaN/Si-NPA |
半导体材料的光吸收包括本征吸收、杂质吸收、激子吸收、自由载流子吸收以及晶格振动吸收等[7]。在只存在本征吸收的理想情况下，半导体材料吸收谱中将具有一条陡峭的吸收边。从图 4的积分反射谱可以发现，GaN/Si-NPA的吸收边演化相当缓慢，波长跨度300~500 nm。已有的相关研究证实[21]，这一现象主要与GaN材料中存在高密度缺陷能级相关。在GaN高温沉积于Si-NPA的过程中，对生长参数(如生长速度、取向等)调控的不均衡，均能够造成镓空位、氮空位、镓间隙、氮间隙、镓替位、氮替位等点缺陷及其复合缺陷；而衬底表面及其钝化状态、两种半导体之间的晶格失配与热失配等，则会引入高浓度的位错、堆垛层错等线缺陷和面缺陷。上述缺陷均会产生缺陷能级，并对吸收谱中吸收边的位置和轮廓产生重要影响。对于光伏器件来讲，高浓度缺陷态的存在，势必对GaN/Si-NPA电池中光的吸收以及光生载流子的产生、分离、传输等过程产生影响，从而造成电池效率的降低。
2.3 GaN/Si-NPA的电学性能图 5(a)为器件结构为ITO/GaN/Si-NPA/sc-Si/Ag暗态下的电流密度-电压(J-V)特性曲线。从中可以看出，ITO/GaN/Si-NPA/sc-Si/Ag具有明显的整流效应。测试数据表明，器件的开启电压为2.0 V，反向截止电压为4 V(漏电流0.036 2 mA/cm2，整流比为(34±4) V)。由于在本实验的制备条件下，ITO和GaN、Si-NPA和sc-Si、sc-Si和Ag之间均形成欧姆接触[14, 18, 22]，因此ITO/GaN/Si-NPA/sc-Si/Ag具有的整流效应来自GaN(非故意掺杂，n型)和Si-NPA(p型)构成的异质结。
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图 5 GaN/Si-NPA暗态下的J-V特性曲线和双对数lnJ-lnV曲线 Fig. 5 J-V characteristic plot in dark state and the corresponding double logarithm lnJ-lnV plot of GaN/Si-NPA |
从图 5(a)中可以看出，在正向偏压下，当外加偏压在0 < V≤1.7 V范围内时，器件的电流密度随着外加偏压增加而缓慢增加，而当外加偏压V>1.7 V时，器件的电流密度随外加偏压增加而急剧增加。这一变化表明，在不同的外加正向偏压范围内，GaN/Si-NPA异质结的电输运机制发生了变化。为澄清这一现象，我们通过函数变换，给出了正向偏压下的双对数lnJ-lnV曲线，如图 5(b)所示。通过对lnJ-lnV曲线进行简单线性拟合后发现，在正向偏压下lnJ-lnV曲线存在三个界限分明的线性区域，相应的偏压范围分别为0 < V≤0.44 V、0.44 V < V≤1.58 V和V>1.58 V，对应拟合直线的斜率分别为0.09、1.73和5.1，遵循的J-V关系分别为J∝V0.09、J∝V1.73、J∝V5.1。根据半导体异质结的相关理论模型[14, 23-25]，上述三个正向偏压范围内异质结界面处的电输运机制可以分别归因于热激发电子模型、空间电荷限制电流模型(SCLC)和高外加正向偏压对界面缺陷态载流子的激活机制。
2.4 GaN/Si-NPA的光伏特性在AM 1.5标准太阳光照射下，GaN/Si-NPA的J-V特性曲线如图 6所示。测试数据表明，该器件的Voc为1.94 V，Jsc为0.07 mA/cm2，FF为73%，串联电阻(Rs)为147 MΩ，光电转换效率(η)为0.1%，具有明显的光伏效应。需要特别指出的是，相对于单结单晶硅、GaAs和钙钛矿太阳能电池0.738 V、1.127 V和1.125 V的Voc(表 1)，GaN/Si-NPA的Voc分别增加了160%、72%和72%，甚至超过了钙钛矿/硅双结电池(1.813 V)，达到了III-V族三结电池的63%，显示出明显的优势。根据太阳能电池理论[7]，半导体材料的带隙宽度和漏电流大小是影响电池Voc的主要因素。在该电池中，GaN为宽禁带化合物半导体(3.39 eV)，同时，GaN/Si-NPA异质结只有很小的漏电流(0.036 2 mA/cm2)。因此，我们认为正是上述两个因素导致了GaN/Si-NPA电池具有较大的Voc，从而有利于光生载流子的有效分离和电池效率的提高。但是，GaN/Si-NPA电池的Jsc仅为0.07 mA/cm2，如此小的Jsc直接导致了电池效率偏低。根据GaN/Si-NPA电池的材料组成、界面结构特征和光伏特性测试结果，电池Jsc较小可能主要由于两个方面的原因所致。第一，器件的Rs过大(147 MΩ)。电池的Rs通常来源于半导体材料本身的电阻、电极接触电阻和导线电阻[15]。由于该电池器件的上下电极分别采用ITO、Ag电极，导线为Ag线，它们的电阻都比较小，而制备Si-NPA的sc-Si的电阻率仅为0.015 Ω/cm[13]，因此，非故意掺杂的GaN材料应该对Rs贡献很大。第二，GaN/Si-NPA的光吸收谱和暗态J-V特性曲线分析表明，GaN材料中和GaN/Si-NPA界面附近均存在较高浓度的缺陷态，这些缺陷态势必成为光生载流子的陷阱，因而也会对光生载流子的分离和传输效率造成损失，从而造成电池效率较低。
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图 6 在AM 1.5的太阳光照下，GaN/Si-NPA的光伏特性曲线 Fig. 6 Photovoltaic performance characterization of GaN/Si-NPA under AM 1.5 illumination |
本文以具有优异宽波段光吸收特性的Si-NPA作为功能性衬底、采用CVD技术制备具有复杂界面结构的异质结GaN/Si-NPA，并对其形貌与结构特征、积分光反射特性和电输运特性进行了研究。实验结果表明，GaN/Si-NPA具有良好的整流特性。随着正向偏压的增加，载流子的注入模式发生了改变，即由低正向偏压下的热电子注入机制变为高正向偏压下SCLC注入机制。在此基础上，制备了器件结构为ITO/GaN/Si-NPA/sc-Si/Ag的太阳能电池原理性器件。在AM 1.5的模拟太阳光照射下，电池的开路电压达到1.94 V，短路电流密度0.07 mA/cm2，填充因子73%，电池光电转换效率0.1%。电池效率较低被归因于较大电池串联电阻导致的较小短路电流密度，而这一状况有可能通过元素掺杂等手段加以改善。本研究为制备具有更高开路电压的高效太阳能电池提供了一种可能的新途径。
| [1] |
PANDEY A K, TYAGI V V, SELVARAJ J A, et al. Recent advances in solar photovoltaic systems for emerging trends and advanced applications[J]. Renewable and sustainable energy reviews, 2016, 53: 859-884. DOI:10.1016/j.rser.2015.09.043 (  0) |
| [2] |
RICHTER A, HERMLE M, GLUNZ S W. Reassessment of the limiting efficiency for crystalline silicon solar cells[J]. IEEE journal of photovoltaics, 2013, 3(4): 1184-1191. DOI:10.1109/JPHOTOV.2013.2270351 ( 0) |
| [3] |
YOSHIKAWA K, KAWASAKI H, YOSHIDA W, et al. Silicon heterojunction solar cell with interdigitated back contacts for a photoconversion efficiency over 26%[J]. Nature energy, 2017, 2(5): 17032. DOI:10.1038/nenergy.2017.32 ( 0) |
| [4] |
KAYES B M, NIE H, TWIST R, et al. 27.6% conversion efficiency, a new record for single-junction solar cells under 1 sun illumination[C]//The 37th IEEE Photovoltaic Specialists Conference. Seattle, 2011: 4-8.
( 0) |
| [5] |
YANG W S, NOH J H, JEON N J, et al. High-performance photovoltaic perovskite layers fabricated through intramolecular exchange[J]. Science, 2015, 348(6240): 1234-1237. DOI:10.1126/science.aaa9272 ( 0) |
| [6] |
SASAKI K, AGUI T, NAKAIDO K, et al. Development of InGaP/GaAs/InGaAs inverted triple junction concentrator solar cells[C]//The 9th International Conference on Concentrator Photovoltaic Systems. Miyazaki, 2013: 22-25.
( 0) |
| [7] |
LIU E K, ZHU B S, LUO J S. The physics of semiconductors[M]. Beijing: Publishing House of Electronics Industry, 2011.
( 0) |
| [8] |
CHEN X Y, YIP C T, FUNG M K, et al. GaN-nanowire-based dye-sensitized solar cells[J]. Applied physics A, 2010, 100(1): 15-19. ( 0) |
| [9] |
WIERER J J, LI Q M, KOLESKE D D, et al. Ⅲ-nitride core-shell nanowire arrayed solar cells[J]. Nanotechnology, 2012, 23(19): 194007. DOI:10.1088/0957-4484/23/19/194007 ( 0) |
| [10] |
MOZHAROV A M, BOLSHAKOV A D, KUDRYASHOV D A, et al. Modeling, synthesis and study of highly efficient solar cells based on Ⅲ-nitride nanowire arrays grown on Si substrates[C]//The 2nd International Conference on Optoelectronics, Photonics, Engineering and Nanostructures. St Petersburg, 2015: 012115.
( 0) |
| [11] |
PARK J H, NANDI R, SIM J K, et al. A Ⅲ-nitride nanowire solar cell fabricated using a hybrid coaxial and uniaxial InGaN/GaN multi quantum well nanostructure[J]. RSC advances, 2018, 8(37): 20585-20592. DOI:10.1039/C8RA03127D ( 0) |
| [12] |
MIYOSHI M, TSUTSUMI T, KABATA T, et al. Effect of well layer thickness on quantum and energy conversion efficiencies for InGaN/GaN multiple quantum well solar cells[J]. Solid-state electronics, 2017, 129: 29-34. DOI:10.1016/j.sse.2016.12.009 ( 0) |
| [13] |
XU H J, LI X J. Silicon nanoporous pillar array: a silicon hierarchical structure with high light absorption and triple-band photoluminescence[J]. Optics express, 2008, 16(5): 2933. DOI:10.1364/OE.16.002933 ( 0) |
| [14] |
HE C, HAN C B, XU Y R, et al. Photovoltaic effect of CdS/Si nanoheterojunction array[J]. Journal of applied physics, 2011, 110(9): 094316. DOI:10.1063/1.3658814 ( 0) |
| [15] |
LI Y, SONG Y L, ZHOU F Q, et al. Photovoltaic properties of CdS/Si multi-interface nanoheterojunction with incorporation of Cd nanocrystals into the interface[J]. Materials letters, 2016, 164: 539-542. DOI:10.1016/j.matlet.2015.11.064 ( 0) |
| [16] |
LI Y, YUAN S Q, LI X J. White light emission from CdS/Si nanoheterostructure array[J]. Materials letters, 2014, 136: 67-70. DOI:10.1016/j.matlet.2014.08.001 ( 0) |
| [17] |
HAN C B, HE C, LI X J. Near-infrared light emission from a GaN/Si nanoheterostructure array[J]. Advanced materials, 2011, 23(41): 4811-4814. DOI:10.1002/adma.201101801 ( 0) |
| [18] |
JI H F, LIU W K, LI Y, et al. Yellow electroluminescence realized in GaN/Si nanoheterostructures based on silicon nanoporous pillar array[J]. Journal of luminescence, 2018, 199: 194-199. DOI:10.1016/j.jlumin.2018.03.049 ( 0) |
| [19] |
HAN C B, HE C, LI X J. Morphology control of gallium nitride grown on silicon nanoporous pillar array: from cone-strings to nanowires[J]. Journal of crystal growth, 2012, 351(1): 155-160. DOI:10.1016/j.jcrysgro.2012.04.032 ( 0) |
| [20] |
PATTERSON A L. The scherrer formula for X-ray particle size determination[J]. Physical review, 1939, 56(10): 978. DOI:10.1103/PhysRev.56.978 ( 0) |
| [21] |
RESHCHIKOV M A, MORKOÇ H. Luminescence properties of defects in GaN[J]. Journal of applied physics, 2005, 97(6): 061301. DOI:10.1063/1.1868059 ( 0) |
| [22] |
XU H J, LI X J. Rectification effect and electron transport property of CdS/Si nanoheterostructure based on silicon nanoporous pillar array[J]. Applied physics letters, 2008, 93(17): 172105. DOI:10.1063/1.3002297 ( 0) |
| [23] |
TALIN A A, LÉONARD F, SWARTZENTRUBER B S, et al. Unusually strong space-charge-limited current in thin wires[J]. Physical review letters, 2008, 101(7): 076802. DOI:10.1103/PhysRevLett.101.076802 ( 0) |
| [24] |
FARAG A A M, FAROOQ W A, YAKUPHANOGLU F. Characterization and performance of schottky diode based on wide band gap semiconductor ZnO using a low-cost and simplified sol-gel spin coating technique[J]. Microelectron Eng, 2011, 88(9): 2894-2899. DOI:10.1016/j.mee.2011.03.016 ( 0) |
| [25] |
LI Y, WANG L L, WANG X B, et al. Forward and reverse electron transport properties across a CdS/Si multi-interface nanoheterojunction[J]. Chinese physics B, 2014, 23(8): 087307. DOI:10.1088/1674-1056/23/8/087307 ( 0) |