崔宇博,趙超亮,張 志,張夢(mèng)云,徐艷蘋(píng), 范麗波*, 鄭 直*

(1. 河南理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 河南 焦作 454000; 2. 許昌學(xué)院 化工與材料學(xué)院, 表面微納材料研究所, 河南省微納米能量?jī)?chǔ)存與轉(zhuǎn)換材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 河南 許昌 461000)

隨著全球能源的消耗和溫室氣體的急劇增加，太陽(yáng)能電池作為一種環(huán)境友好的能源被廣泛研究。目前， Cu(Inx,Ga1-x)Se2(CIGS)和CdTe太陽(yáng)能電池的光電轉(zhuǎn)換效率(PCE)已超過(guò)22%，兩者均已成功商業(yè)化[1]。然而，由于Cd和Te的毒性以及In、Ga和Te的元素豐度較低，導(dǎo)致這兩種光伏技術(shù)的發(fā)展受限[1]。因此，研究人員將CIGS中的In3+和Ga3+替換為Zn2+和Sn4+得到了鋅黃錫礦結(jié)構(gòu)的銅鋅錫硫硒Cu2ZnSn(Sx,Se1-x)4(CZTSSe)[2]。目前，已認(rèn)證的使用CZTSSe作為吸收層的器件最高的光電轉(zhuǎn)換效率(PCE)雖然達(dá)到了13.0%[3]，但仍遠(yuǎn)低于其S-Q理論極值(～31%)[4]。

在CZTSSe的高溫硒化過(guò)程中，Mo/CZTSSe界面往往伴隨著Mo(Sx,Se1-x)2和孔洞的產(chǎn)生，這是阻礙CZTSSe太陽(yáng)能電池PCE進(jìn)一步提升的關(guān)鍵因素[5-8]。研究人員做了大量的工作來(lái)探明Mo(Sx,Se1-x)2和孔洞的產(chǎn)生的原因[9-15]，并采取在Mo電極與CZTSSe吸收層之間制備較薄的中間層材料來(lái)抑制Mo(Sx,Se1-x)2和孔洞產(chǎn)生[4]。常見(jiàn)的中間層材料包括金屬氮化物、金屬氧化物和金屬硫化物等，這些材料在Mo/CZTSSe界面調(diào)控中有著不同的作用效果。為了推進(jìn)Mo/CZTSSe界面工程的發(fā)展，綜述了Mo(Sx,Se1-x)2和孔洞產(chǎn)生的原因及其對(duì)器件性能參數(shù)的影響，并討論了金屬氮化物、金屬氧化物和金屬硫化物作為中間層材料的優(yōu)點(diǎn)和弊端，最后展望了該領(lǐng)域未來(lái)的發(fā)展方向，以期為Mo/CZTSSe界面工程方面研究提供參考。

1 Mo(Sx,Se1-x)2的形成及影響

Johnson等[9]在2010年時(shí)最早注意到MoS2的存在，之后Scragg等[10]對(duì)此進(jìn)行了深入的研究，確定了Mo(Sx,Se1-x)2的形成機(jī)理，反應(yīng)過(guò)程見(jiàn)公式(1)和公式(2)。

2Cu2ZnSnS(e)4+Mo→

2Cu2S(e)+2ZnS(e)+2SnS(e)+MoS(e)2

(1)

Mo+S(e)2(g)→MoS(e)2

(2)

他們證實(shí)了MoS2是在硫化的過(guò)程中產(chǎn)生的，并且發(fā)現(xiàn)硫化的時(shí)間越長(zhǎng),MoS2的厚度越厚。但他們并未探究MoS2的生成溫度，隨后Seo等[11]探究了硫化溫度與MoS2厚度之間的關(guān)系。他們發(fā)現(xiàn)，MoS2大約是在480 ℃產(chǎn)生的，并且MoS2厚度隨著硫化溫度的升高而逐漸的增大，如圖1所示。除了溫度影響外，硒(硫)化時(shí)的硒(硫)分壓同樣對(duì)Mo(Sx,Se1-x)2的產(chǎn)生有重要影響。Shin等[12]的研究表明，在沒(méi)有明顯硒分壓的情況下，并沒(méi)有MoSe2的產(chǎn)生，其中有一點(diǎn)值得注意，在同樣的熱處理?xiàng)l件下進(jìn)行硒化和硫化制備得到的CZTSSe器件中，MoS2的厚度大約為110 nm，而CZTSe器件中MoSe2的厚度大約為1 300 nm，這表明Mo的表面更容易被硒化。Se擴(kuò)散進(jìn)入到吸收層后，與Mo接觸形成MoSe2，Se的擴(kuò)散路徑同樣對(duì)MoSe2的產(chǎn)生有著重要影響，其擴(kuò)散路徑可以分為體相內(nèi)擴(kuò)散和晶界處擴(kuò)散[13]。為了驗(yàn)證Se在不同擴(kuò)散路徑上的擴(kuò)散速率問(wèn)題，Harvey等[13]對(duì)Se在單晶ZnS、單晶ZnSe以及多晶CZTSe薄膜中的擴(kuò)散問(wèn)題進(jìn)行了研究，他們發(fā)現(xiàn)Se在CZTSe晶界處的擴(kuò)散速率比在單晶ZnS和單晶ZnSe中快4至6倍，這表明Se在晶界處的擴(kuò)散要比體相內(nèi)容易的多。雖然CZTSSe的研究中并沒(méi)有關(guān)于Mo基底表面形態(tài)結(jié)構(gòu)對(duì)Mo(Sx,Se1-x)2生成的影響，但是與其結(jié)構(gòu)類似的CIGS薄膜太陽(yáng)能電池中有部分研究表明，Se與Mo基底的反應(yīng)速率隨著Mo晶粒密度的增加而減小[14-15]。 綜合以上研究成果，影響Mo(Sx,Se1-x)2形成的因素主要表現(xiàn)為以下三方面： 1) 硒(硫)化過(guò)程中的溫度與時(shí)間；2) 硒(硫)S(e)在吸收層中的擴(kuò)散速率；3) Mo基底的表面形態(tài)和結(jié)構(gòu)。

圖1 不同退火溫度下CZTS/Mo界面的SEM圖像[11]Fig.1 SEM images of CZTS/Mo interface at different annealing temperatures[11]

在Mo/CZTSSe界面處形成的Mo(Sx,Se1-x)2厚度較薄時(shí)有利于吸收層與Mo之間形成良好的歐姆接觸，但較厚的Mo(Sx,Se1-x)2會(huì)增加器件的串聯(lián)電阻(Rs)[4]，Seo等[11]認(rèn)為當(dāng)MoS2的厚度大于350 nm時(shí)，會(huì)阻礙Mo電極對(duì)光生空穴的收集，由于在高溫硒化的過(guò)程中，CZTSSe的結(jié)晶與Mo(Sx,Se1-x)2的生長(zhǎng)是同時(shí)發(fā)生的， 在保證吸收層結(jié)晶性的情況下，很難使Mo(Sx,Se1-x)2足夠的薄。一般來(lái)說(shuō)，即使吸收層有著良好的結(jié)晶性，如果Mo(Sx,Se1-x)2較厚，依然會(huì)導(dǎo)致器件的Rs增加同時(shí)減小短路電流密度(Jsc)[16-18]。但是，也有部分研究顯示出相反的結(jié)果，Xiao等[19]研究了硒化溫度在500 ℃時(shí)，硒化時(shí)間對(duì)CZTSSe器件性能參數(shù)的影響，他們發(fā)現(xiàn)Mo(Sx,Se1-x)2的產(chǎn)生量隨著硒化時(shí)間從5 min增加到30 min而增多，如圖2(a)所示；同時(shí)從圖2(b)中可以看到，器件的Rs從1.17 Ω·cm2降低到0.52 Ω·cm2，但Rs的降低并沒(méi)有使器件的Jsc持續(xù)增高，隨著硒化時(shí)間從5 min增加到30 min，Jsc從21.54 mA·cm-2迅速增加到31.98 mA·cm-2,然后緩慢降低到30.26 mA·cm-2。出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因是在Mo(Sx,Se1-x)2較薄的情況下， Mo/CZTSSe界面可以形成良好的歐姆接觸，同時(shí)吸收層的結(jié)晶性和晶粒尺寸也隨著硒化時(shí)間的增加而提高，導(dǎo)致CZTSSe薄膜的電阻率相對(duì)較低，所以，在5～30 min內(nèi)器件的Rs隨硒化時(shí)間的增加而降低。當(dāng)硒化時(shí)間超過(guò)15 min之后，即使Rs仍然在減小，Jsc沒(méi)有增加反而降低的原因是較厚的Mo(Sx,Se1-x)2會(huì)導(dǎo)致光生空穴不能通過(guò)量子隧穿效應(yīng)從CZTSSe轉(zhuǎn)移到Mo電極，從而降低了空穴電流。此外，較厚的Mo(Sx,Se1-x)2會(huì)與p型的CZTSSe之間形成p-n結(jié)，進(jìn)而對(duì)空穴的傳輸產(chǎn)生一個(gè)能量勢(shì)壘，阻礙了Mo電極對(duì)空穴的收集，同時(shí)增加了電子空穴對(duì)在Mo/CZTSSe界面處的復(fù)合率。最終，Xiao等[19]在硒化時(shí)間超過(guò)15 min之后觀察到了分流電導(dǎo)(Gsh)、反向飽和電流密度(J0)和二極管理想因子(n)的增大，以及PCE、Voc和Jsc的降低，從圖2(b)和圖2(c)中可以清楚地觀察到隨著硒化時(shí)間的增加對(duì)器件各項(xiàng)性能參數(shù)的影響。總的來(lái)說(shuō)，較薄的Mo(Sx,Se1-x)2有利于吸收層與Mo之間形成良好的歐姆接觸，但是當(dāng)Mo(Sx,Se1-x)2較厚時(shí)，會(huì)對(duì)空穴的收集產(chǎn)生多方面阻礙作用。

圖2 (a) Mo的(110)晶面和MSSe的(200)晶面XRD衍射峰強(qiáng)度與硒化時(shí)間的關(guān)系曲線[19]；(b) Jsc、RsGsh和Rs與硒化時(shí)間的關(guān)系曲線[19]；(c) PCE、Voc、Jo、n和Gsh與硒化時(shí)間的關(guān)系曲線[19]Fig.2 (a) The plots of XRD intensity of (110) peak of Mo and of (200) peak of MSSe vs selenization time and(b) Jsc, RsGshandRsvs selenization time and (c) n, J0, Gsh, Vocand PCE vs selenization time[19]

2 孔洞的形成及影響

在已有報(bào)道中，經(jīng)常觀察到吸收層與Mo之間會(huì)出現(xiàn)如圖3所示的孔洞，使用真空法制備的吸收層往往在Mo/CZTSSe界面處觀察到較多的孔洞，而溶液法則相對(duì)較少，這些孔洞的形成同樣與硒(硫)化的溫度有著密切的關(guān)系[4, 13, 20-22]。因?yàn)榻饘僭氐臒釘U(kuò)散速率不同，造成了吸收層中的元素分布不均勻，進(jìn)而導(dǎo)致吸收層中的二次相SnS(e)和ZnS(e)的產(chǎn)生與揮發(fā)，并在吸收層中留下孔洞[20, 23-24]，在熱處理的過(guò)程中這些孔洞破裂最終在Mo/CZTSSe界面處形成更大的孔洞。另外，錫相對(duì)其他金屬熔點(diǎn)較低，導(dǎo)致在硒(硫)化過(guò)程中部分流失，也造成了孔洞的形成[25]。這些孔洞會(huì)在器件內(nèi)創(chuàng)建新的分流路徑，降低設(shè)備的填充因子(FF)、Voc和Jsc[25]。Altamura等[26]的研究表明Mo/CZTSSe界面處高密度的孔洞會(huì)降低器件的并聯(lián)電阻(Rsh)和FF，最終降低器件的Voc和PCE。因此，消除這些孔洞對(duì)提升器件性能有著重要意義。

圖3 含孔洞的CZTSe電池截面SEM圖像[22]Fig.3 Cross-sectional SEM image of CZTSe with voids[22]

3 Mo/CZTSSe界面中間層

硒(硫)化溫度是Mo(Sx,Se1-x)2和孔洞產(chǎn)生的重要影響因素，對(duì)此研究人員采取的策略是在Mo/CZTSSe界面處制備一層較薄的中間層材料來(lái)抑制Mo(Sx,Se1-x)2和孔洞的生成，如圖4所示。有研究表明[4, 26-27]，中間層材料的選擇需要具備以下幾個(gè)特點(diǎn)：1)低電阻率和高功函數(shù)；2)具有較高的反射率且耐高溫(能夠承受～550 ℃高溫)；3)與CZTSSe晶格匹配度高；4)穩(wěn)定性好且對(duì)Cu、Zn、Sn、S、Se表現(xiàn)出化學(xué)惰性等。這些中間層的作用表現(xiàn)在：1)阻擋硒與硫的熱擴(kuò)散；2)減少二次相的產(chǎn)生進(jìn)而降低界面處孔洞尺寸和密度；3)增大吸收層的晶粒尺寸；4)促進(jìn)堿金屬的擴(kuò)散等。

接下來(lái)我們著重介紹幾種不同的中間層材料以及他們?cè)贛o/CZTSSe界面優(yōu)化中的作用和優(yōu)缺點(diǎn)，這幾種材料包括金屬氮化物、金屬氧化物以及金屬硫化物等。

圖4 使用中間層材料對(duì)Mo/CZTSSe界面進(jìn)行優(yōu)化的示意圖Fig.4 Schematic diagram of optimizing Mo/CZTSSe using materials of intermediate layers

3.1 金屬氮化物

金屬氮化物研究較多的是TiN中間層，因?yàn)樗哂辛己玫碾妼W(xué)性能和光學(xué)性能，TiN具有與Mo幾乎相同的功函數(shù)，能為吸收層與Mo電極提供良好的歐姆接觸，而且TiN層在太陽(yáng)光的長(zhǎng)波區(qū)域具有高反射率，有助于在吸收層內(nèi)產(chǎn)生額外的載流子，所以很多課題組使用TiN來(lái)作為Mo/CZTSSe界面中間層材料[4, 28-30]。但也有部分課題組使用MoN作為中間層材料來(lái)改善Mo/CZTSSe界面，Kang等[31]將MoN作為中間層阻擋硒蒸汽的擴(kuò)散，他們發(fā)現(xiàn)MoN層的加入可以顯著降低MoSe2的厚度，但是由于MoN具有較高的電阻率，導(dǎo)致器件的Rs顯著增大同時(shí)PCE降低。Shin等[28]使用20 nm厚的TiN作為中間層，在570 ℃的硒化溫度下將MoSe2厚度從1 300 nm抑制到220 nm，使器件的Jsc和Voc顯著提高，PCE從2.9%提升到了8.9%。Oueslati等[27]發(fā)現(xiàn)TiN作為中間層材料可以有效地提高器件的PCE和外部量子效率(EQE)，因?yàn)門(mén)iN可以顯著降低孔洞的密度，減少二次相的產(chǎn)生，但是在吸收層中同樣檢測(cè)到了鈉等堿金屬元素，說(shuō)明TiN層并不能阻斷鈉鈣玻璃中的堿金屬向吸收層中擴(kuò)散。但是令人驚訝的是，Scragg等[21]的報(bào)告中顯示，雖然TiN可以有效減小Mo(Sx,Se1-x)2的厚度，但是TiN層的存在同樣會(huì)使界面處載流子的復(fù)合機(jī)率增加，同時(shí)增加器件的Rs，最終導(dǎo)致器件PCE從7.9%降低到了5.5%，這顯然與我們前面所舉的例子相矛盾。為了驗(yàn)證這一現(xiàn)象，Englund等[29-30]對(duì)TiN層下硫化和硒化過(guò)程中Mo(Sx,Se1-x)2的來(lái)源進(jìn)行了全面的研究，他們首先確定了TiN無(wú)法完全阻擋硒(硫)蒸汽，其次證明了TiN層有利于鈉離子向吸收層的擴(kuò)散，然后通過(guò)STEM-EELS(掃描透射顯微鏡-電子能量損失譜)觀察到生長(zhǎng)的MoSe2層可以破壞頂部沉積的TiN層，如圖5所示。硒蒸汽通過(guò)被破壞的TiN間隙擴(kuò)散并與Mo層發(fā)生反應(yīng)，在這些間隙中形成的MoSe2阻止了鈉離子在低TiN厚度下的有效擴(kuò)散。而TiN較厚時(shí)，TiN層間隙中MoSe2的形成減少，并且相對(duì)來(lái)說(shuō)有利于鈉離子在TiN層中的擴(kuò)散，最終他們發(fā)現(xiàn)器件的Jsc、FF和PCE均有提升。這種混合的TiN/Mo(Sx,Se1-x)2層通過(guò)降低器件的Rs來(lái)改善Jsc。然而，當(dāng)TiN層在硒(硫)化過(guò)程中不反應(yīng)時(shí)，會(huì)使器件的Rs增大，降低設(shè)備的性能，最終這種混合的TiN/Mo(Sx,Se1-x)2結(jié)構(gòu)被證明有利于器件性能的提升。

3.2 金屬氧化物

金屬氧化物作為中間層在CIGS薄膜太陽(yáng)能電池中的應(yīng)用比較廣泛，在CZTSSe薄膜太陽(yáng)能電池中研究較多的是ZnO和MoOx。ZnO由于其組成元素豐度較高，被廣泛用作Mo/CZTSSe界面中間層材料。López-Marino等[32]在使用ZnO作為Mo/CZTSe中間層材料時(shí)，觀察到了超過(guò)100 nm厚的MoSe2，令人驚訝的是ZnO在硒化后也消失了，并且隨著制備ZnO厚度從10 nm增加到20 nm，吸收層中出現(xiàn)了未反應(yīng)的小晶粒層，惡化了吸收層質(zhì)量，但ZnO厚度為10 nm時(shí)，可以有效地抑制背界面處CuSe和ZnSe等二次相的生成，使Mo/CZTSSe界面處的孔洞明顯減少，最終器件的PCE也有了顯著地提升。在退火處理的初期，ZnO通過(guò)與硒(硫)蒸汽反應(yīng)來(lái)阻擋Mo(Sx,Se1-x)2的形成，同時(shí)生成了ZnS(e)，ZnS(e)層與其他金屬硫化物進(jìn)一步反應(yīng)生成CZTSSe，因此，通過(guò)調(diào)控ZnO的厚度可以有效減少M(fèi)o/CZTSSe界面處ZnS(e)的產(chǎn)生[32]。Liu等[33]在背界面處存在ZnO層的情況下，將退火溫度進(jìn)行略微改變，實(shí)現(xiàn)了對(duì)SnS相的調(diào)控，最終降低了Mo/CZTSSe界面處孔洞的尺寸和密度，Voc從324 mV提升到了641 mV，Jsc從10.8 mA·cm-2提升到了15.97 mA·cm-2。López-Maarino等[34]同樣研究了MoO2作為Mo/CZTSe界面中間層對(duì)器件性能的影響，他們發(fā)現(xiàn)MoO2可以有效地阻礙MoSe2的生成；他們制備了一種Mo/MoO2/Mo結(jié)構(gòu)的基底，成功地把MoSe2的厚度控制在了100 nm以下，并且MoO2可以顯著影響MoSe2的生長(zhǎng)取向，最終改善了吸收層的晶粒尺寸，器件的PCE從7.2%提升到9.5%。Park等[35]發(fā)現(xiàn)了使用MoO3作為背界面的中間層可以有效提升器件的性能，但是性能提升的原因是鈉離子更容易通過(guò)MoO3擴(kuò)散進(jìn)入吸收層，從而促進(jìn)了晶粒的生長(zhǎng)。為了進(jìn)一步探明MoO3促進(jìn)晶粒生長(zhǎng)的作用機(jī)理，Yu等[36]使用MoO3作為中間層材料，對(duì)硒化前期CZTSSe的晶體生長(zhǎng)做了詳細(xì)的研究，他們發(fā)現(xiàn)，在硒化過(guò)程中，MoO3可以有效地抑制背界面處CZTSSe的成核速率，使底部的晶粒生長(zhǎng)速度小于頂部的晶粒，隨著硒化時(shí)間的增加，最終頂部的大晶粒將底部的小晶粒合并，得到孔洞較少的大尺寸晶粒。

當(dāng)ZnO和MoOx作為中間層使用時(shí)，在硫化或硒化過(guò)程中并不能完全阻擋硫與硒的擴(kuò)散。ZnO可以成功地減少SnS(e)的生成，從而降低Mo/CZTSSe界面的孔洞密度，提高設(shè)備的性能；MoO2除了通過(guò)增大吸收層晶粒尺寸來(lái)提高吸收層的質(zhì)量外，還能顯著抑制Mo(Sx,Se1-x)2層的生成；MoO3主要通過(guò)促進(jìn)堿金屬的擴(kuò)散和抑制背界面處CZTSSe的成核速率來(lái)提高吸收層質(zhì)量，進(jìn)而提高器件性能。

3.3 金屬硫化物

金屬硫化物也經(jīng)常被用作中間層來(lái)優(yōu)化Mo/CZTSSe界面，Chen等[37]使用SnS作為中間層材料來(lái)改善Mo/CZTSSe界面質(zhì)量，因?yàn)镾nS可以作為吸收層的原料與Cu2S和ZnS反應(yīng)生成CZTS，因此可以減少背界面處二次相(Cu2S、ZnS)的產(chǎn)生，有效地減少背界面處孔洞的產(chǎn)生，反應(yīng)過(guò)程見(jiàn)公式(3)、公式(4)和公式(5)。

SnS+S→(Sn2S3)→SnS2

(3)

Cu2S+SnS2→Cu2SnS3/Cu4SnS4/Cu2Sn4S9

(4)

Cu2SnS3+ZnS→Cu2ZnSnS4

(5)

Gu等[38]在Mo表面旋涂了Na2S作為修飾層，并且他們發(fā)現(xiàn)當(dāng)Na2S濃度較低時(shí)，可以改善吸收層的晶粒尺寸，同時(shí)減少界面處孔洞的產(chǎn)生，但是由于Na2S與Mo直接接觸，在前期的熱處理中會(huì)有部分MoS2產(chǎn)生，但總的來(lái)說(shuō)，Na2S對(duì)MoS2的產(chǎn)生有一定的抑制作用，最終器件的Voc和Jsc有了一定程度的提升。使用金屬硫化物作為中間層材料最大的特點(diǎn)是他們可以作為吸收層的反應(yīng)原料參與吸收層的結(jié)晶，避免了其他不利因素的引入。

3.4 其他中間層材料

除了以上總結(jié)的材料以外，研究者們還用Ag、C和Bi等材料作為中間層來(lái)改善Mo/CZTSSe界面。Ag作為中間層與ZnO有著類似的作用，通過(guò)抑制SnS2的產(chǎn)生來(lái)減少界面處的孔洞，同時(shí)可以阻擋硫蒸汽來(lái)減少M(fèi)oS2的生成[39]。也有研究者使用很薄的一層C作為中間層材料，因?yàn)镃對(duì)硫蒸汽表現(xiàn)出化學(xué)惰性，并且具有較高的導(dǎo)電性，但C薄層并不能抑制MoS2的生成，使用C作為中間層材料可以減少界面處的孔洞，孔洞減少的原因是Mo表面的C薄層吸附在了孔洞的內(nèi)壁上，使背界面處的孔洞有所減少，最終降低了器件的Rs，提升了Jsc。溶液法和真空法制備CZTSSe的過(guò)程中都可以選擇C作為中間層材料，因?yàn)樗鼘?duì)Jsc和FF均無(wú)不利影響[40]。Bi也可以作為中間層材料改善Mo/CZTSSe界面，它的作用主要是增大晶粒尺寸，因?yàn)锽i的熔點(diǎn)較低，在硒(硫)化的過(guò)程中可以作為助熔劑，促進(jìn)晶粒的長(zhǎng)大，減少了吸收層中的晶界與載流子的復(fù)合，同時(shí)可以降低器件的Rs[41]。

為了方便對(duì)比，上述不同材料作為中間層優(yōu)化Mo/CZTSSe界面后的器件性能參數(shù)被列于表1。

4 總結(jié)與展望

Mo(Sx,Se1-x)2與孔洞的產(chǎn)生是影響Mo/CZTSSe界面質(zhì)量的重要因素，通過(guò)使用不同的材料作為中間層來(lái)抑制Mo(Sx,Se1-x)2與孔洞的產(chǎn)生，是優(yōu)化Mo/CZTSSe界面的常見(jiàn)方案。部分金屬氮化物與金屬氧化物可以通過(guò)促進(jìn)堿金屬擴(kuò)散或抑制Mo(Sx,Se1-x)2與孔洞的產(chǎn)生來(lái)提升器件的性能，但是同時(shí)也可能會(huì)引入較大的Rs。雖然目前使用金屬硫化物作為中間層得到的器件性能并不高，但是金屬硫化物可以作為反應(yīng)原料參與吸收層的結(jié)晶，即可以抑制Mo(Sx,Se1-x)2與孔洞的產(chǎn)生，同時(shí)也可以很好地避免在背界面處引入其他不利因素，這是金屬硫化物作為中間層材料最大的優(yōu)勢(shì)。所以，我們認(rèn)為金屬硫化物作為背界面中間層材料具有更好的應(yīng)用前景。