دانلود رایگان ترجمه مقاله سلول های خورشیدی کارآمد پراوسکیت پیوند ناهمگون سطحی – Nature 2013

مقالات انگلیسی و ترجمه های فارسی رایگان با فرمت PDF آماده دانلود رایگان میباشند

همچنین ترجمه مقاله با فرمت ورد نیز قابل خریداری و دانلود میباشد

مقاله انگلیسی رایگان (PDF)

ترجمه فارسی رایگان (PDF)

خرید ترجمه با فرمت ورد

فهرست مقاله:

خلاصه روش ها
روش ها

بخشی از ترجمه فارسی مقاله:

 درون یک سلول خورشیدی، بسیاری از اجزای متفاوت با کارکرد ها و نقش های مختلف برای خواص الکترونیک نوری و خلوص وجود دارند. مفهوم سلول خورشیدی هیبریدی آلی-معدنی ” یک مفهوم چند منظوره است” به طوری که هدف آن استفاده از مواد بهینه برای عملکرد بهتر تک تک اجزاء می باشد. هر ماده ای که به آسانی قابل فراوری، ارزان و فراوان باشدرامی توان با هدف تولید یک سلول خورشید با کارایی بالا استفاده کرد.سلول های خورشیدی هیبریدی در ترکیبات پلیمری مزدوج حاوی نانو کریستال های نیمه هادی نظیر CdSe (12),
CuInS2 (13) and PbS (14) موثر بوده اند.سلول های خورشیدی رنگ-حساس ،سلولهای خورشیدی هیبریدی حاوی یک اکسید نوعnغیر آلی( معدنی)با ساختار مزو( نظیر تیتانیوم اکسید)حساس با یک رنگ کمپلکس فلزی یا آلی و یک و یکرساننده حفره ای آلی نوع p(4) می باشند. اخیرا، جاذب های پروسکایت تری هالید ارگانومتال بافرمول عمومی (RNH3)BX3( که R ،X هالوژن I،Br-Cl و Bسرب یا استرانسیوم می باشد) به جای رنگ در سلول های خورشیدی رنگ-حساس برای تولید سلول های خورشیدی حالت جامد با ضریب تبدیل توان بیش از 10 درصد(منابع8،11 و 16) استفاده شده اند.
با استفاده از سلول های خورشیدی رنگ-حساس، نتایج نشان داد که جایگزینی تیتانیوم اکسید مزوپور با آلومینیوم اکسید مزوپور منجر به افزایش معنی داری در ضریب تبدیل توان( کارایی) شده و تولید ولتاژ مدار باز 1.1ولت در یک دستگاه موسوم به سلول خورشیدی ابرساختار- مزو ساختارمی کند.استدلال ما این است که این بهبود در ولتاژ مدار باز،ناشی از محصور شدن الکترون های ابرنگیخته با نور در فاز پروسکایتمی باشد و این موجب افزایش تفکیک تراز شبکه فرمی برای الکترون هاو حفره های تحت روشنایی میشودکه عامل اصلی تولید ولتاژ مدار باز است.حذف بیشتر لایه الومینیوم اکسید مزوپور با پخت حرارتی و بهینه سازی بهتر فراوری منجر به تولید سلول های خورشیدی با ابر ساختار-مزو ساحتاربا ضریب تبدیل بیش از 12 درصد می شود(17).به علاوه،CH3NH3PbI3 2 xClx می تواند عملکرد موثری به عنوان جاذب فیلم نازک(لایه نازک) در یک پیکر بندیسلول خورشیدی ناجور پیوند مسطح و دووجهی(فراوری شده با محلول) داشته و وقتی که هیچ گونه مزوساختاری استفاده نشود، کارایی آن حدود 5 درصد خواهد بود(17). این مطالعه پیشین نشان می دهد که جاذب پروسکایت دریک معماری دوجهی ساده تر عملکرد بهتری داردولی سوالی که مطرح می شود این است که آیا مزوساختار برای دست یابی به بالاترین کارکرد ضروری است یاخیر و این که آیا پیوند ناهمگون دو وجهی فیلم نازک منجربه ایجاد یک فناوری برتر می شود یا خیر.
در این مطالعه، ما از انباشت بخار( رسوب بخار)دو منبعی به عنوان ابزاری برای تولید فیلم های مسطح یکنواخت پروسکایت هالید ترکیبی CH3NH3PbI3 2 xClx, استفاده می کنیم. شکل 1، تصویری از دستگاه رسوب بخار همراه با نمای سلول خورشید p-i-n ناجورپیوند دووجهی و مسطح(شکل 1پ) را نشانمی دهد. از قسمت زیرین( قسمتی که به آن نور برخورد می کند)، دستگاه بر روی شیشه پوشش دهی شده(FTO) با اکسید قلع آلاییده ‌شده با فلوئور و نیز پوشش دهی شدهبا یک لایه متراکمی ازتیتانیوم اکسید نوع n که به عنوان رابط الکتروسلکتیو عمل می کند قرارمی گیرد. لایه پروسکایت بر روی لایه فشرده و متراکم نوع n و سپس رساننده حفره ای نوع p، 2,29,7,79-تتراکیس(N-N-di- p- متوکسی فنیلامین)- 9,99- اسپیروبیوفلورن( اسپیرو-OMeTAD) رسوب یافته و موجب اطمینان از جمع اوری انتخابی حفره ها در کاتد نقره می شود. با توجه به این که هدف این مطالعه درک و بهینه سازی خواص لایه جاذب پروسکایت رسوب دهی شده با بخار است، تیتانیوم اکسید متراکم و انتقال دهنده حفره اسپیرو- OMeTAD تحت فراوری محلول قرار گرفتند( فرایندی که در سلول های خورشیدی مزوساختار- ابر ساختار معمول است).
در شکل1 ب،الگوی انکسار اشعه ایکس فیلم های CH3NH3PbI3 2 xClxرسوب دهی شده با بخار یا ریخته گری شده با محلول بر روی شیشه با پوشش FTO و تیتانیوم اکسید متراکم مقایسه شده است. پیک های انکسار اصلی، که به ترتیب 110،220 و 330 پیک در °14.12،° 28.44و°43.23می باشند، درموقعیت های مشابه برای هر دو فیلم های ریخته گری شده با محلول و رسوب دهی شده با بخار قرار دارند، این نشان می دهد که هر دو روش تولید پروکسایت هالید ترکیبی مشابه و یکسان با ساختار بلور ارترومبیک کرده است(8). پر واضح است که با نگاهی دقیق به منطقه پیک انکسار(110) در °14.12، یک پیک کوچک در 12.65 ( پیک انکسار(001) برای PbI2) وجود دارد و هیچ گونه پیک قابل اندازه گیری در 15.68( پیک انکسار(110) برای CH3NH3PbCl3) وجود نداردو این نشان دهنده سطوح بالایی از خلوص فازی است. نمودار ساختار بلورین در شکل 1 ت نشان داده شده است. کوچک شدن محور c نشان دهنده تفاوت اصلی بین CH3NH3PbI3 و پروسکایت هالید ترکیبی می باشد. این مطابق با اتم های Clدر پروسکایت هالید ترکیبی می باشد که در نقاط محوری خارج از صفحه PbI4 قرار داشته و نقطه مقابل آن مکان های اکتاهدرال استوایی می باشد که قبلا به طور نظری پیش بینی شده بود(18).

بخشی از مقاله انگلیسی:

Within a solar cell there are many different components with discrete roles and having different tolerances for purity and optoelectronic properties. The hybrid inorganic–organic solar cell concept is ‘material agnostic’ in that it aims to use the optimum material for each individual function. Any material that is easy to process, inexpensive and abundant can be used, with the aim of delivering a high-efficiency solar cell. Hybrid solar cells have been demonstrated in p-conjugated polymer blends containing semiconductor nanocrystals such as CdSe (ref. 12), CuInS2 (ref. 13) and PbS (ref. 14). Dye-sensitized solar cells are hybrid solar cells containing a mesostructured inorganic n-type oxide (such as TiO2) sensitized with an organic or metal complex dye, and infiltrated with an organic p-type hole-conductor4 . Recently, organometal trihalide perovskite absorbers with the general formula (RNH3)BX3 (where R is CnH2n 1 1, X is the halogen I, Br or Cl, and B is Pb or Sn)15, have been used instead of the dye in dye-sensitized solar cells to deliver solid-state solar cells with a power conversion efficiency of over 10% (refs 8, 11, 16). Evolving from the dye-sensitized solar cells, we found that replacing the mesoporous TiO2 with mesoporous Al2O3 resulted in a significant improvement in efficiency, delivering an open-circuit voltage of over 1.1 V in a device which we term a ‘meso-superstructured solar cell’8 . We reason that this observed enhancement in open-circuit voltage is due to confinement of the photo-excited electrons within the perovskite phase, thereby increasing the splitting of the quasi-Fermi levels for electrons and holes under illumination, which is ultimately responsible for generating the open-circuit voltage. Further removal of the thermal sintering of the mesoporous Al2O3 layer, and better optimization of processing, has led to meso-superstructured solar cells with more than 12% efficiency17. In addition, CH3NH3PbI3 2 xClx can operate relatively efficiently as a thin-film absorber in a solution-processed planar heterojunction solar cell configuration, delivering around 5% efficiency when no mesostructure is involved17. This previous work demonstrates that the perovskite absorber is capable of operating in a much simpler planar architecture, but raises the question of whether mesostructure is essential for the highest efficiencies, or whether the thin-film planar heterojunction will lead to a superior technology. Here, as a means of creating uniform flat films of the mixed halide perovskite CH3NH3PbI3 2 xClx, we use dual-source vapour deposition. In Fig. 1 we show an illustration of the vapour-deposition set-up, along with an illustration of a planar heterojunction p–i–n solar cell (see Fig. 1c). From the bottom (the side from which the light is incident), the device is constructed on fluorine-doped tin oxide (FTO)-coated glass, coated with a compact layer of n-type TiO2 that acts as the electronselective contact. The perovskite layer is then deposited on the n-type compact layer,followed by the p-type hole conductor, 2,29,7,79-tetrakis- (N,N-di-p-methoxyphenylamine)9,99-spirobifluorene (spiro-OMeTAD), which ensures the selective collection of holes at the silver cathode. Given that the purpose of this study was to understand and optimize the properties of the vapour-deposited perovskite absorber layer, the compact TiO2 and the spiro-OMeTAD hole transporter were solutionprocessed, as is usual in meso-superstructured solar cells17. In Fig. 1b, we compare the X-ray diffraction pattern of films of CH3NH3PbI3 2 xClx either vapour-deposited or solution-cast onto compact TiO2-coated FTO-coated glass. The main diffraction peaks, assigned to the 110, 220 and 330 peaks at 14.12u, 28.44u and, respectively, 43.23u, are in identical positions for both solution-processed and vapour-deposited films, indicating that both techniques have produced the same mixed-halide perovskite with an orthorhombic crystal structure8 . Notably, looking closely in the region of the (110) diffraction peak at 14.12u, there is only a small signature of a peak at 12.65u (the (001) diffraction peak for PbI2) and no measurable peak at 15.68u (the (110) diffraction peak for CH3NH3PbCl3), indicating a high level of phase purity. A diagram of the crystal structure is shown in Fig. 1d. The main difference between CH3NH3PbI3 and the mixed-halide perovskite presented here is evident in a slight contraction of the c axis. This is consistent with the Cl atoms in the mixed-halide perovskite residing in the apical positions, out of the PbI4 plane, as opposed to in the equatorial octahedral sites, as has been theoretically predicted18. We now make a comparison between the thin-film topology and crosssectional structure of devices fabricated by either vapour deposition or solution processing. The top-view scanning electron microscope (SEM) images in Fig. 2a, b highlight the considerable differences between the film morphologies produced by the two deposition processes. The vapour-deposited films are extremely uniform, with what appear to be crystalline features on the length scale of hundreds of nanometres. In contrast, the solution-processed films appear to coat the substrate only partially, with crystalline ‘platelets’ on the length scale of tens of micrometres. The voids between the crystals in the solution-processed films appear to extend directly to the compact TiO2-coated FTOcoated glass.