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Acta Chimica Sinica >

2026 , Vol. 84 >Issue 2: 223 - 230

DOI: https://doi.org/10.6023/A25090310

Article

Interface Modification and Dipole Realization for Efficient Carbon-based CsPbI2Br Perovskite Solar Cells

  • Lin Gao a ,
  • Dongbin Jiang a ,
  • Yuan Xu b ,
  • Qing Yao a ,
  • Fengli Liu a ,
  • Weihai Sun a ,
  • Zhenbo Du a ,
  • Liuxue Sun a, c ,
  • Jihuai Wu , a, * ,
  • Zhang Lan , a, *
Expand
  • a School of Materials Science and Engineering, Huaqiao University, Engineering Research Center of Environment-Friendly Functional Materials, Ministry of Education. Fujian Key Laboratory of Photoelectric Functional Materials, Xiamen 361021
  • b School of Materials Science and Engineering, Henan Institute of Technology, Xinxiang 453003
  • c Instrumental Analysis Center, Huaqiao University, Xiamen 361021
*E-mail: ;
†These authors contributed equally to this work

Received date: 2025-09-12

  Online published: 2025-11-28

Supported by

National Natural Science Foundation of China(51972123)

National Natural Science Foundation of China(52372190)

Natural Science Foundation of Fujian Province(2023J01116)

Engineering Research Center of Environmentally Friendly Functional Materials of the Ministry of Education(51101)

Engineering Research Center of Environmentally Friendly Functional Materials of the Ministry of Education(5032502)

Fold

Abstract

The preparation of carbon-based hole-free transport layer all-inorganic perovskite CsPbI2Br solar cells is straightforward, cost-effective, and currently one of the key research areas. However, the interface between the CsPbI2Br perovskite layer, fabricated via one-step solution spin-coating, and the carbon electrode is characterized by a high density of defects. These defects contribute to substantial non-radiative recombination, which severely limits the device’s photoconversion efficiency. To address this issue, we present an exceptionally simple interface modification strategy aimed at enhancing the interface quality between the CsPbI2Br perovskite layer and the carbon electrode. Specifically, we introduce 2-aminobenzothiazole (BTA) as an interface modifier. By spin-coating an isopropanol solution containing various concentrations of BTA onto the surface of the CsPbI2Br perovskite layer, we passivate the surface defects, thereby improving the interface quality and boosting both device performance and operational stability. The thiazole ring and amino group in BTA effectively reduce the defect density on the CsPbI2Br perovskite surface through Lewis acid-base coordination. This modification substantially improves both the surface morphology and the interface contact of the CsPbI2Br perovskite film, leading to an enhanced internal electric field and a reduction in non-radiative recombination. Furthermore, the inherent dipole moment of BTA molecules generates an electric dipole layer at the CsPbI2Br interface, which modulates the electronic states and work function at the interface, optimizing the energy level alignment between the perovskite layer and the carbon electrode. As a result, the interface characteristics between the CsPbI2Br perovskite film and the carbon electrode are effectively tuned, facilitating improved hole extraction and transport. Consequently, the device incorporating BTA treatment exhibits a photoelectric conversion efficiency (PCE) of 14.17%, an open-circuit voltage (VOC) of 1.25 V, a short-circuit current density (JSC) of 14.62 mA•cm⁻2, and a fill factor (FF) of 77.61%. These values are significantly higher compared to those of devices without BTA treatment (PCE: 12.40%, VOC: 1.21 V, JSC: 14.19 mA•cm⁻2, FF: 72.23%). Furthermore, after 30 d of exposure to air at 20% relative humidity, the BTA-treated device retains 80% of its initial efficiency, whereas the untreated device only maintains 50% of its initial efficiency. This demonstrates that the BTA-modified device offers remarkable reproducibility and environmental stability. The proposed BTA interface modification strategy provides valuable insights for the development of efficient and stable carbon-based hole-free transport layer all-inorganic CsPbI2Br perovskite solar cells.

Key words： all-inorganic perovskite; CsPbI2Br; defect passivation; interface modification; dipole molecule

Cite this article

Lin Gao , Dongbin Jiang , Yuan Xu , Qing Yao , Fengli Liu , Weihai Sun , Zhenbo Du , Liuxue Sun , Jihuai Wu , Zhang Lan . Interface Modification and Dipole Realization for Efficient Carbon-based CsPbI2Br Perovskite Solar Cells[J]. Acta Chimica Sinica, 2026 , 84(2) : 223 -230 . DOI: 10.6023/A25090310

1 引言

钙钛矿太阳能电池(PSCs)是一种发展迅速的光伏技术. 钙钛矿本身具有很高的缺陷容忍度, 而作为器件中光吸收层材料时其质量和性能的表现, 对于推动PSCs的发展至关重要. 改进制备工艺和优化材料本身一直是推进光伏技术的关键方法[1-2]. 由于钙钛矿软晶体的固有特性以及在低温溶液制备过程中, 诸如溶剂蒸发速率、结晶速率和退火温度的影响, 晶体生长产生缺陷和不均匀排列是不可避免的[3]. 这些缺陷通常集中在钙钛矿的晶粒边界和表面, 捕获电荷并导致光生载流子的复合[4-5]. 此外, 大量的表面缺陷和晶格不匹配会导致钙钛矿光活性层与传输层和电极之间接触不良而产生能级错位, 加剧界面处的电荷复合积累[6-7]. 而且具有众多缺陷位点和不规则性的钙钛矿薄膜还会加剧器件内的电流泄漏[8-9]. 这些与吸光层相关的挑战与PSCs的光电性能和稳定性密切相关, 并对其产生显著影响.
使用多功能小分子有机化合物对钙钛矿界面进行改性的后处理策略是一种有效的钝化方法. Noel等[10]将低成本的噻吩和吡啶应用于MAPbI3-xClx薄膜的表面进行后处理. 在噻吩和吡啶中, S和N原子作为电子供体, 有效地钝化了晶体表面的Pb2+的欠配位现象, 从而显著提高了薄膜的光电转换效率(PCE). Liu等[11]通过路易斯酸碱反应和氢键协同作用, 使用组胺(HA)来钝化CsPbI3-xBrx无机钙钛矿中的碘空位, 从而显著降低了薄膜内的缺陷态密度. 此外, 作为改性层的HA调整了CsPbI3-xBrx与空穴传输层之间能级, 并促进了空穴的转移. 使全无机PSCs的PCE达到了20.8%. Deng等[12]使用5-氨基四氮唑(5ATZ)作为活性位点, 将Pb2+和卤素离子固定在钙钛矿中, 有效地减少了空位缺陷和离子迁移. 同时, 5ATZ的π电子离域效应增强了电荷提取和转移能力, 提高了器件的光电性能和稳定性. 在另一项研究中, Wen等[13]在钙钛矿与空穴传输层之间引入了3-己基噻吩作为多功能钝化剂. 不仅通过Pb—S键合钝化不饱和铅离子, 还通过噻吩环的离域共轭π电子效应改善了界面能级, 减少了钙钛矿中的缺陷, 并提高了电荷提取和转移效率. 因此, 器件的光电性能得到了进一步的提升. 此外, Ye等[14]将具有不同官能团的磺化离子液体用于改性CsPbI2Br上界面, 揭示了咪唑环和三氟甲基的作用机制, 它们可以有效钝化钙钛矿薄膜的缺陷, 显著提高钙钛矿的光伏性能和湿稳定性, 使器件的PCE达到13.25%. Han等[15]使用富含硫的小分子材料(δ-2:2-双(1,3-二噻唑))来修饰CsPbI2Br和碳电极之间的界面, 使碳基CsPbI2Br PSCs的PCE从10.40%提高到13.78%. Wang等[16]引入官能化的离域噻唑和咪唑碘化物盐对钙钛矿后处理, 能有效钝化CS+或I⁻引起的空缺, 这些高度π共轭的离域分子可有助于电荷传输. 最终获得了13.91%的冠军PCE, 对照样品仅为10.12%, 用离域分子进行表面钝化可以有效地稳定CsPbI2Br相, 使其在高温高湿条件下保持相稳定. Yan等[17]引入4-氨基四氢吡喃溴化物作为电偶极分子来调节上界面的电子状态, 改善空穴的提取和收集, 使器件的PCE从12.78%提高到14.50%. 这些研究突显了含氮、硫的有机分子钝化剂的多功能性, 特别是具有静电和共轭效应的芳香胺. 这类化合物能够优化钙钛矿材料的界面能级排列和电荷传导过程, 还能对铅离子起到钝化作用. 重要的是芳香环的存在还能增强钙钛矿薄膜的环境稳定性[18-19].
在本研究中, 我们在CsPbI2Br光吸收层与碳电极之间引入2-氨基苯并噻唑(BTA)作为界面修饰剂, 用于碳基无空穴传输层的CsPbI2Br PSCs中. 与已报道的钝化分子相比, 例如主要钝化Pb2+的3-己基噻吩[13]以及主要钝化碘空位的HA[11], BTA分子的结构独特同时具备噻唑环(可以提供N、S路易斯酸碱位点)和强给电子的氨基官能团, 可以通过多种化学相互作用协同钝化钙钛矿中不同类型的缺陷. 更重要的是, BTA分子还具有显著的固有偶极矩, 这使其在作为钝化剂的同时, 在界面形成有效的电偶极层, 从而能够调控能级排列. 因此, 本研究系统地探究了BTA在CsPbI2Br/Carbon界面之间同时扮演的缺陷钝化剂与界面偶极层的双重角色. 实验结果表明, BTA这种双重功能的协同作用有助于钝化CsPbI2Br钙钛矿上界面缺陷, 从而提高了CsPbI2Br钙钛矿薄膜的结晶度和质量. 此外, BTA插入碳电极与CsPbI2Br之间形成了偶极层, 调节了钙钛矿界面的电子状态和功函数(WF), 改善了能级排列, 促进了空穴的提取、收集和传输能力[20]. 以上功能共同提升了碳基全无机CsPbI2Br PSCs的光电性能和环境稳定性. JV测试结果表明, 采用最佳浓度BTA修饰的器件实现了14.17%的冠军PCE, 并显著提升了器件在空气环境中的长期稳定性.

2 结果与讨论

图1a展示了钙钛矿薄膜界面的后处理过程. 在标准器件的钙钛矿薄膜制备完成后, 在氮气手套箱中取40 μL的BTA-IPA(异丙醇)溶液铺满钙钛矿薄膜, 然后以3000 r•min⁻1的旋涂速度旋涂30 s. 旋涂结束后, 立即将器件在100 ℃加热台上退火10 min以完成修饰层热处理(见支持信息). 为直观查看BTA修饰后薄膜的变化, 采用扫描电子显微镜(SEM)观察原始器件和经BTA修饰的CsPbI2Br薄膜的表面形貌差异. 如图1b所示, 原始CsPbI2Br薄膜的晶粒生长不规则, 晶粒表面和晶界处存在大量孔洞缺陷, 而经BTA修饰后的薄膜孔洞缺陷显著减少, 更致密且均匀, 薄膜表面也变得更平坦. 为了进一步确认BTA修饰后钙钛矿薄膜表面的平整度, 我们用原子力显微镜(AFM)测量了薄膜的粗糙度. 如图1c所示, 未经BTA改性的钙钛矿薄膜的均方根粗糙度(RMS)为26.1 nm, 而经BTA改性的钙钛矿薄膜的RMS则降低至11.5 nm. 结合SEM的表征结果, 表明适当浓度BTA改性的钙钛矿薄膜的质量显著提高. 对于未使用空穴传输层且采用丝网印刷电极的CsPbI2Br器件而言, 更平整的CsPbI2Br薄膜能与电极的接触更充分. 随后, 通过X射线衍射(XRD)对原始钙钛矿薄膜和BTA改性后的钙钛矿薄膜的晶体和相组成进行了表征. 测试结果如图1d所示. CsPbI2Br钙钛矿立方晶体的(100)和(200)晶面的衍射峰分别出现在对应位置[21]. 经BTA改性钙钛矿薄膜的衍射峰强度有所增强, 这表明BTA改性后改善了钙钛矿薄膜的质量.
图1 (a) CsPbI2Br 薄膜上部界面的后处理工艺流程图; CsPbI2Br薄膜在经过BTA界面改性前后: (b) SEM图像; (c) AFM图像; (d) XRD图谱

Figure 1 (a) CsPbI2Br film upper interface post-treatment process flow chart; CsPbI2Br perovskite films before and after BTA interface modification: (b) SEM images; (c) AFM images; (d) XRD patterns

为了验证并分析引入有机分子BTA作为改性剂的CsPbI2Br薄膜在上界面发生的化学相互作用, 我们进一步通过X射线光电子能谱(XPS)研究了BTA改性前后薄膜表面元素结合能的变化. 图2a~2d分别展示了BTA改性后的CsPbI2Br薄膜和原始薄膜的Cs 3d、Br 3d、I 3d和Pb 4f的XPS特征峰以及结合能的数值. 图中, 原始薄膜中I 3d的两个特征峰以及结合能分别为I 3d3/2: 630.06 eV和I 3d5/2: 618.62 eV, 而BTA改性薄膜中I 3d 的两个XPS特征峰以及结合能分别为I 3d3/2: 629.95 eV和I 3d5/2: 618.50 eV, 结果表明BTA-CsPbI2Br薄膜的I 3d 特征峰与原始薄膜相比向结合能更低的方向移动, 这表明BTA与CsPbI2Br薄膜发生了强烈的相互作用[22], 导致I电子云密度增加, 表明钙钛矿晶界周围的I缺陷被钝化[23]. 同样, BTA-CsPbI2Br薄膜的Br 3d特征峰(Br 3d3/2: 69.08 eV和Br 3d5/2: 67.98 eV)相对于原始薄膜(Br 3d3/2: 69.18 eV和Br 3d5/2: 68.12 eV)也向更低的结合能方向移动. 我们认为, 卤素元素结合能的这些变化归因于BTA分子上的-NH2基团通过与卤素阴离子形成氢键, 钝化CsPbI2Br薄膜表面的卤化物离子(I/Br)缺陷[24], 能够抑制卤素阴离子迁移, 从而稳定CsPbI2Br钙钛矿晶体结构[11]. 同时, XPS结果还显示, BTA-CsPbI2Br薄膜中的Pb 4f (Pb 4f5/2: 142.70 eV和Pb 4f7/2: 137.85 eV)相对于原始的CsPbI2Br (Pb 4f5/2: 142.82 eV和Pb 4f7/2: 137.95 eV)也向较低结合能方向移动, 这一结果也表明BTA 分子中噻唑环上的N和S路易斯碱配位位点与不饱和的Pb2+发生了配位作用, 增加了Pb2+周围的电子云密度, 从而减少了由Pb2+引起的缺陷[25]. 图2e和2f还反映了原始CsPbI2Br和BTA-CsPbI2Br中S和N元素的XPS特征峰S 2p和N 1s. 可以看出, 经过BTA改性后, 钙钛矿薄膜出现了与BTA噻唑环上的S 2p信号和N 1s信号相对应的信号, 因此可以推断在改性的 CsPbI2Br 薄膜上存在BTA分子. 因此, 结合XPS分析, 我们可以得出结论: 将BTA作为界面修饰剂引入到CsPbI2Br薄膜上, 能够进入并与钙钛矿发生相互作用, 这种作用对钙钛矿薄膜中的未配位Pb2+、不饱和卤化物离子(I/Br)以及反向缺陷(PbI3⁻)具有良好的抑制效果[26-27].
图2 未经及经BTA界面处理的CsPbI2Br薄膜的XPS光谱: (a) Cs 3d; (b) Br 3d; (c) I 3d; (d) Pb 4f; (e) S 2p; (f) N 1s.

Figure 2 XPS spectra of CsPbI2Br films before and after BTA interface modification: (a) Cs 3d; (b) Br 3d; (c) I 3d; (d) Pb 4f; (e) S 2p; (f) N 1s

为了探究钙钛矿薄膜在BTA改性前后的表面电位分布和WF, 采用开尔文探针力显微镜(KPFM)对改性前后的样品薄膜进行了探测. 图3a和3b分别展示了原始薄膜和BTA改性后的CsPbI2Br薄膜的表面电位分布图以及相应区域的表面电位曲线. 观察到BTA改性后的CsPbI2Br薄膜的平均接触电位差(CPD)明显小于未经处理的薄膜. 为了进一步探究钙钛矿界面WF的变化, 需要结合公式S1(见支持信息)计算CPD值并分析[17]. 从公式可以得到CPD值与所测样品WF之间的数值关系, CPD值越小意味着样品的WF越高. 因此, 基于对BTA改性前后CsPbI2Br平均CPD值变化的上述分析, 可以得出结论: BTA改性后的CsPbI2Br薄膜的电学性能得到了调节, 其WF值有所提高. 另外, 由于本研究中的器件为平面结构, 即FTO/SnO2/CsPbI2Br/C, 且无空穴传输层. 因此, 钙钛矿薄膜与碳电极之间的界面接触和能级匹配直接影响空穴的提取、收集和传输, 进而影响器件性能. 因此, 我们采用紫外光电子能谱(UPS)来分析BTA分子改性前后能带的变化以及界面功能的改善. 根据图3c中的UPS图谱, 可以得到BTA改性前后CsPbI2Br的起始结合能(Eon-set)和截止结合能(Ecut-off). 通过将上述获得的Eon-set和Ecut-off值与图3e的CsPbI2Br带隙(Eg)值相结合, 可以计算出钙钛矿薄膜的费米能级(EF)、最大价带(EVBM)、最小导带(ECBM)和WF, 如支持信息表S1所示. UPS测试结果和计算数据也表明, BTA改性后的CsPbI2Br薄膜的WF高于原始CsPbI2Br薄膜, 这与上述KPFM表征结果一致. 我们继续进行紫外-可见光吸收光谱(UV-vis)测试, 以表征BTA改性前后CsPbI2Br薄膜光学性质的变化. 从图3d可以看出, BTA改性前后CsPbI2Br薄膜的吸收带边均位于650 nm处, 但BTA改性后的薄膜光吸收强度有所增强. 这种变化归因于BTA改性后CsPbI2Br薄膜质量得到了有效提升, 更有利于薄膜吸收太阳光[28]. 从图3e可以看出, BTA改性前后薄膜的Eg约为1.91 eV, 这与先前研究报道的钙钛矿薄膜的紫外吸收边相吻合[29]. 同时, 这也表明引入BTA作为上界面修饰剂对CsPbI2Br的带隙没有影响, 由于BTA膜更致密且平整, 光散射损失略低, 所以导致吸收边斜率有微小差异.
图3 BTA界面处理前后的CsPbI2Br薄膜: (a)表面电位分布图(KPFM); (b)相应区域的表面电位(或接触电位差)曲线; (c) UPS谱图; (d)紫外-可见光谱; (e) Tauc图; (f)器件中各功能层的能级排列; (g)表面偶极子的电荷转移和BTA排列

Figure 3 CsPbI2Br perovskite films before and after BTA interface modification: (a) Surface potential profile (KPFM); (b) The surface potential (or contact potential difference) curve of the corresponding region; (c) UPS spectrum diagram; (d) UV-vis spectra; (e) Tauc diagram; (f) Energy level arrangement of each functional layer in PSCs; (g) charge transfer and BTA arrangement of surface dipoles

结合图3c和3e, 我们构建了能级排列图. 由图3f中器件的能级排列可以看出, BTA改性后的薄膜的EVBM和ECBM相对于原始薄膜有所上移, 并且与碳电极的能级排列更优, 这有利于空穴提取和电子阻挡. 我们认为这种变化是由BTA自身的偶极矩和电荷分布特性所致, 即当BTA修饰CsPbI2Br上界面时, 由钝化作用产生的正电荷中心指向钙钛矿薄膜, 负电荷中心指向钙钛矿表面. 苯环上的电子积聚使其具有良好的静电作用力, 从而促进电荷转移, 如图3g所示. 因此, 证明了BTA的引入可在CsPbI2Br与碳电极之间形成电偶极层, 使薄膜能级向真空能级(EVAC)偏移, 并调节钙钛矿界面电子态总和的WF [17]. 分别采用稳态光致发光光谱(PL)和时间分辨光致发光光谱(TRPL)来探究薄膜的载流子寿命和非辐射复合强度, 从支持信息图S1a中PL图谱可以看出, 经BTA修饰的钙钛矿薄膜PL峰位置与原始薄膜相同, 这与图3d所示的结果一致, 即修饰前后钙钛矿的Eg没有显著变化. 而经BTA修饰后CsPbI2Br薄膜的PL峰强度显著增强, 表明修饰后钙钛矿薄膜的整体质量得到了提高, 载流子的非辐射复合显著减少[30-31]. 支持信息图S1b是TRPL衰减曲线, 实验结果表明, 经BTA改性的CsPbI2Br薄膜和原始薄膜的平均电荷衰减寿命(τave)分别为13.50 ns和7.05 ns. τave值越大, 表明薄膜中的载流子淬灭现象减少, 寿命增加[17]. BTA对CsPbI2Br薄膜PL强度和τave的提高是由于BTA能够通过Lewis的配位作用有效减少未配位的Pb2+和卤素离子所引起的缺陷, 改善薄膜质量.
为了分析BTA界面修饰PSCs的电化学性能, 我们进行了一系列电化学表征测试. 在黑暗环境中对器件的内建电场(Vbi)进行了测试, 如图4a莫特-肖特基(M-S)曲线所示. 可以看出CsPbI2Br/BTA器件和原始CsPbI2Br器件的Vbi分别为1.24 V和1.13 V. 此外, 根据支持信息公式S2中的电容电压关系[32], 可以看出内建电位越大, 空间电荷区域的电容就越小. 较大的内建电位和较小的电容是器件中载流子传输和转移能力提高的表现, 同时也表明修饰后器件中非辐射复合减少, 从而促进了电荷传输和VOC的增加[33]. 我们通过记录器件在连续光照强度变化下的VOC响应, 绘制了光照强度依赖曲线, 如图4b所示. 光照强度依赖曲线显示了VOC与光照强度之间的关系, 根据支持信息公式S3表示[34], 理想因子(n)越小, 表明器件中陷阱辅助的电荷复合越少[35]. 可以看出, 原始CsPbI2Br器件和经BTA修饰的器件的n分别为1.94 kT/q和1.22 kT/q (k为玻尔兹曼常数, T为绝对温度, q为电子电荷), 这表明经BTA修饰的器件中电荷非辐射复合得到了有效抑制[36]. 为了进一步探究CsPbI2Br器件在改性前后载流子相关特性的变化情况, 对器件进行了瞬态光电流(TPC)和瞬态光电压(TPV)测试, 并分别获得了如图4c和4d所示的曲线. 根据TPV数据, CsPbI2Br/BTA器件的载流子衰减平均寿命高于原始CsPbI2Br器件, 分别为1.29 ms和0.99 ms. 表明BTA改性后的CsPbI2Br器件表现出更低的电压衰减、更快的载流子提取和转移速度, 并且器件中的非辐射复合得到了有效抑制[37-38]. TPC表明曲线衰减越快, 器件中的电荷提取响应就越快. 从图表中可知, 经过BTA处理的CsPbI2Br器件的平均电荷提取响应时间为1.12 μs, 与原始器件的1.60 μs相比有了显著提高, 表明CsPbI2Br/ BTA器件的电荷提取能力得到了增强, 更快的响应时间能够促进电荷传输. 上述电化学表征表明, CsPbI2Br/ BTA器件的光电性能和载流子特性得到了改善, 我们认为这是由于经过改性后光活性层的缺陷密度减小所带来的变化所致. 除此之外, 在黑暗状态下对器件的电化学阻抗(EIS)进行了测试, 以反映器件复合电阻(Rrec), 如图4e所示. 经过BTA改性的PSCs器件和原始器件的Rrec分别为3.804×103 Ω和6.758×103 Ω. 更高的Rrec表明BTA的引入有助于器件中电荷的提取和转移, 并能有效抑制界面处的非辐射复合现象[39-41]. 采用空间电荷限制电流(SCLC)评估改性前后CsPbI2Br薄膜的缺陷态密度, 如图4f所示. 将VTFL代入公式S4(见支持信息)[42], 可得到相应的Nt值分别为1.30×1016 cm⁻3和1.43×1016 cm⁻3. 很明显, 改性后的钙钛矿器件的缺陷态密度显著降低.
图4 原始装置与使用最佳浓度的BTA进行修饰后的装置: (a) M-S曲线; (b)光强度与开路电压关系曲线; (c) TPC衰减曲线; (d) TPV衰减曲线; (e) EIS曲线; (f) SCLC曲线

Figure 4 Original device and device modified with optimal concentration of BTA: (a) M-S curve; (b) VOC light intensity dependence curve; (c) TPC attenuation curve; (d) TPV attenuation curve; (e) EIS curve; (f) SCLC curve

光伏性能是PSCs的一项非常重要的指标. 因此, 对经过梯度浓度改性处理的BTA以及原始的CsPbI2Br器件进行了J-V曲线测量(如图5a所示). 此外, 还提取了表S2(见支持信息)中的一些重要光伏性能参数, 如VOC、短路电流(JSC)、填充因子(FF)和PCE. 测试结果表明, 经过BTA改性的CsPbI2Br器件的光伏性能参数与原始电池相比有显著提高, 其中添加1.5 mg•mL⁻1 BTA改性剂的器件拥有最高的性能, 实现了14.17%的PCE、1.25 V的VOC、77.61%的FF和14.62 mA•cm⁻2的JSC, 相较于未改性器件, PCE提升了14.27%, 而当BTA浓度过高, 会增加界面化学环境厚度形成绝缘层、引入缺陷、破坏能级对齐, 导致电荷传输受阻和非辐射复合增强, 从而降低PCE. 如支持信息图S2所示, 与近两年已报道的碳基结构器件PCE对比, 14.17%处于比较高的水平, 支持信息表S3展示了详细的器件结构和光电性能参数. 为了比较实验值与理论效率极限值的差距, 我们计算了理论最大填充因子(FFmax), 如支持信息图S3所示, 原始器件与BTA改性器件的计算FFmax值分别为0.832和0.884, 而实验值仅分别为0.722和0.776. BTA改性器件的电荷转移损耗和非辐射损耗明显少于原始器件的损失, 表明BTA的改性有效地限制了由界面缺陷引起的非辐射复合, 并增强了器件电荷传输[43]. 同时, 还对器件的入射光-电流转换效率(IPCE)进行了测试, 如图5b所示. 经过BTA改性的CsPbI2Br器件的EQE显著提高, 这归因于BTA的界面改性钝化了表面缺陷、改善了能级排列以及促进了载流子提取和传输等多方面的作用, 显著降低了器件的非辐射复合损失. EQE的增强表明其在相同光谱范围内的载流子提取效率更快[44]. 对于整体积分电流密度而言, CsPbI2Br/BTA 器件的积分电流密度为13.72 mA•cm⁻2, 相较于原始器件的13.20 mA•cm⁻2 有所增加, 这与J-V测试结果中的JSC变化趋势一致. 此外, 在空气环境和标准阳光照射下, 对经过改进且未封装的CsPbI2Br器件在最大功率点下的稳态输出能力进行了测试并获得了相应的曲线, 如图5c所示. 结果表明, BTA改进的CsPbI2Br具有出色的稳态PCE和JSC, 光照400 s后其值分别稳定在13.61%和12.48 mA•cm⁻2. 此外, 对15个独立的PSCs的PCE数据进行了统计分析, 并做了箱型分布图. 从图5d可以明显看出, 通过BTA修饰的CsPbI2Br器件的PCE分布位置明显高于原始器件, 并且大多数都超过了13.79%, 这表明通过BTA修饰的CsPbI2Br PSCs的PCE普遍得到了提高, 而且BTA的钝化效果具有一定的重复性. 对于PSCs的环境稳定性, 该器件在空气环境中、20%相对湿度(RH)和25 ℃条件下长时间存放, 并对PSCs的老化和效率衰减进行了跟踪和统计分析. 如图5e所示, 经过一周和一个月处理后, 通过BTA修饰的CsPbI2Br器件的效率衰减显著较小, 分别为初始值的97%和80%. 与放置时间相对应的原始器件效率分别为初始值的87%和50%. 这些结果反映了BTA修饰的CsPbI2Br器件在环境稳定性方面的性能得到了改善. 这主要是由于薄膜结晶效果更好, 以及表面和晶界缺陷减少所致. 这些因素减轻了空气中的水分对钙钛矿材料造成的不良影响.
图5 原始器件与BTA修饰器件: (a) J-V曲线; (b) EQE-IPCE曲线; (c)最大功率点的稳态输出曲线; (d) PCE统计图; (e)器件的长期稳定性

Figure 5 Original device and BTA-modified device: (a) J-V curve; (b) IPCE integration curve; (c) Steady-state output curve of maximum power point; (d) PCE statistical box diagram; (e) Long-term PCE stability of the device

3 结论

综上所述, 我们将BTA引入CsPbI2Br与碳电极界面之间作为多功能分子桥梁. 通过双重功能改性显著提升了全无机碳基无空穴传输层CsPbI2Br PSCs的性能与稳定性. 一方面, BTA分子中的噻唑环与氨基协同钝化了钙钛矿表面的Pb2+和卤素空位, 有效降低了缺陷态密度, 抑制了界面非辐射复合; 另一方面, BTA在界面处形成了电偶极层, 优化了钙钛矿表面的WF和能级排列, 促进了空穴的高效提取与传输. 因此, 基于BTA界面改性的冠军器件的PCE达到14.17%, 并在空气环境中储存30 d后仍能保持80%的初始效率, 性能与稳定性均显著优于未改性的器件. 本研究证明了利用具有多重功能的小分子进行界面改性是提升碳基全无机CsPbI2Br PSCs性能和稳定性的有效策略. 未来, 可通过筛选具有更强偶极矩或特定官能团的分子, 有望进一步优化界面性能, 推动此类低成本、高效稳定性无机PSCs的发展.
(Cheng, B.)

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