氮化物光伏电池的制备和特性研究

GaN基半导体光伏电池的制备和特性研究大学萨本栋微纳米技术研究院，厦门，361005)cn61274052)，集美大学科研启动金(ZQ2013011)摘要：本研究制备了三种低In组分的InGaNp-i-n同质结太阳能电池，均显示良好的压随In组分增大而急剧下降的内在机理作深入分析。而后，改进外延结构采用相同工艺制作InGaNp-i-n异质结太阳能电池，并与同质结电池进行了对比分析，提出异质结是InGaN电池结构的较好选择。为了扩展太阳光的吸收范围，制作了InGaN多量子阱结构电池，指出合理设计器件结构是今后研究的关键，为进一步的研究发展提供思路。FabricationandCharacteristicsofGaN-basedSolarCells(1DepartmentofPhysics,SchoolofScience,JimeiUniversity,Xiamen,China,2DepartmentofElectronicEngineering,XiamenUniversity,Xiamen,China,3Pen-TungSahInstituteofMicro-NanoScienceandTechnology,XiamenUniversity,Xiamen361005,China)Abstract：ThreekindsofInxGa1-xNp-i-nhomojunction(HOJ)solarcells(SCs)withcomparativelylowIncontentsarefabricatedandmechanismsforthedramaticdecreaseofopen-circuitvoltage(Voc)withSCsarealsofabricatedandinvestigated.ThroughcomparingHOJandHEJSCs,weproposedthatHEJstructureisabettercandidateforInGaNSCs.Inordertobroadentheresponserangetothesolarspectrum,SCsisproposedandoptimaldesignofthedevicestructureisfoundtobeofgreatimportance.Theseresultsprovideusefulreferencesforthefutureresearch.re单晶Si太阳能电池已得到广泛的应用，其工业转换效率约20%(太阳能电池的转换效率定义为其最大输出功率与入射到表面的总光功率之比)，然而由于材料特性上的限制，晶体Si电池的效率基本已达到极限，进一步提升空间很有限，难度也很大。根据理论计算单晶Si阳能电池主要为第二代半导体InGaAsP系列材料，且已在航空航天工业中得到广泛应用，单结GaAs太阳能电池的转换效率已达到27.6%。为了取得更高的转换效率，必须利用不同带隙材料制作多结太阳能电池，使其每一结子电池吸收相应的太阳光。当前，效率最高的InGaP/GaAs/InGaAs[1]，GaInP/GaInAs/Ge[2]和GaInP/GaAs/GaInNAs[3]三结电池，转换效率可达到41.6%~44%，为了更进一步提高太阳能电池的效率，需要增加多结太阳能电池的结数目，使其子电池能更有效地吸收太阳光。根据理论计算[4]，电池结数目越多，效率越高，需要具有不同带隙材料种类将越多，且顶部子电池的带隙也越大(如5结电池顶部子电池的带隙为2.68eV)。为了取得效率大于50%的太阳能电池，必需寻求满足多结电池带隙要求且具有良好光伏特性的新型材料。近年来，GaN基半导体InGaN材料以其优越的光伏特性，吸引人们探索其在太阳能电池方面的应用。InN带隙的重新修正，意味着改变InGaN中In的组分，便可实现其带隙在3.4eV(GaN)到0.65eV(InN)之间连续可调，相应的光波长从紫外(365nm)一直延伸到近红外(1900nm)，几乎涵盖了整个太阳光谱。相比于其它的材料体系，InGaN合金更多节电池转换效率带来新的契机。此外，该材料在整个In组分变化范围内均为直接带隙，吸收入射光后产生载流子的效率较高,NN系数，其带边吸收系数达到105cm-1，这意味着400nm的InGaN材料就可以吸收98%以上射光。相比于上百微米的Si太阳能电池，InGaN电池可以节省更多的材料，使电池质量变得更轻，这对太空应用尤其重要。其次，InGaN具有较高的电子迁移率，这使得电池中的次，InGaN具有很强相比于InGaAsP等其他体系材料性质却有明显的退化，这说明InGaN在制作全光谱太阳能电池和高效空间太阳能电池方面极具发展潜力。理想情况下，如果将InGaN电池做到很多结，其理论转换效率可以达到Marti所预算的最大值85%[6]。从实际操作上看，InGaN材料生长InGaN，也可以使各子电池有更好的匹配参数，克服多项技术难题。2005年，Jani等人首先尝试制作InGaN太阳能电池，并测量其在紫外及白光辐照下InGaN]。此后，研究者们提高In组分并改善材料质量，2008年Neufeld等人制作的In0.12Ga0.88N/GaN太阳能电池的峰值外量子效率为63%、内量子效率高达94%[10](太阳能电池的外量子效率，表示单位时间内在某一波长的光照射下流到外电路的电子数与照射到样品的光子数之比，而的In0.1Ga0.9N/GaN电池[11]。在GaN/InGaN异质结电池研究的同时，研究者们也相继开n制作结构较为简单的InGaN肖特基势垒太阳能电池也得到一些研究者的关注[14-15]。除了通过不同外延结构，研究者们也尝试从器件工艺的角度改善电池的性能，如在器件底面制作反射镜[16]、在器件表面制作反射膜[17]、表面等离子纳米颗粒[18]等来增强器件对入射光的吸收，与以上研究工作同步，我们首先制作低In组分的InGaNp-i-n同质结太阳能电池，得到良好的光伏响应特性，深入分析电池开路电压随In组分增大而急剧下降的内在机理。而后，改善外延结构采用相同工艺制作InGaNp-i-n异质结太阳能电池，并对两种结构电池性能进行对比分析。考虑到多量子阱(MQW)结构可利用双轴应力保持不同材料共格生长，在此前研究的基础上，我们尝试制作MQW结构电池来提高InGaN薄膜中In组分，从而有效调节发展1.实验过程1.1外延材料制备图1InxGa1-xNp-i-n同质结(a)、异质结(b)和多量子阱结构(c)太阳能电池示意图InGaN电池外延结构设计如图1所示，采用MOCVD在蓝宝石衬底(0001)晶面上生InGaN太阳能电池外延片。生长前先在高温下用H2对衬底热处理，然后使用两步生长法，先将温度降至535℃氮化衬底，再以H2作为载气生长厚度约为25nm的GaN成核层(LT-GaN)，随后升温到1100℃，恒温约7min使成核层重新结晶,再在1100℃外延生长厚度约为2μm的n-GaN缓冲层。n-GaN生长完后，以N2为载气，降低温度生长400nm的InGaNp-i-n同质结结构，由于p-InGaN和n-InGaN为电中性区域，光照产生的少子只有扩散进入耗尽区才可以通漂移到另一端，这就限定了p-InGaN和n-InGaN的厚度，最好不应GaNInnInGaN厚度不应大于200nm；为了使p区与n区之间产生的内建电场可以穿过i-InGaN层，i-InGaN厚度应小于200nm[8-9]；N940℃下以H2为载气生长p-GaN窗口层。外延生长中，采用生长源SiH4为n-GaN和n-InGaN层提供掺杂元素Si；采用生长源CP2Mg为p-GaN和p-InGaN层提供掺杂元素Mg。生长完毕后，将样品置于800℃的N2氛围中退火15min，以激活p-GaN和p-InGaN中的Mg，使其形成p型材料，同质结电池外延结构如图1(a)所示。异质结p-i-n结构和量子阱结构电池外延片生长方法与此相似，异质结构保持150nmi-InGaN厚度不变，70nm的p-GaN以保证p型层厚度与同质结构相同，所设计的异质结构太阳能电池如图1(b)所示。多量子阱结构外延片的i层采用10个周期不掺杂的InGaN/GaN(2/18nm)多量子阱(MQW)，GaNc1.2太阳电池芯片制作将外延片清洗除杂，用ICP(Inductivelycoupledplasma)刻蚀至n-GaN，形成台面和沟道。磁控溅射Ti/Al/Au(20/20/200nm)作为n电极，在N2氛围内800℃退火3min，形成良好的欧姆接触。采用电子束蒸发的方法镀Ni/Au(5/5nm)作为半透明电流扩展层 (SCSL)，将样品置于500℃的O2氛围内退火15min，使其形成良好的欧姆接触(MQW结构采用230nmITO作为SCSL)。最后用磁控溅射镀Ni/Au(30/80nm)，在N2氛围内800℃退火1min作为p电极，制作的器件尺寸为1×1mm2(MQW结构器件面积为0.148mm2)。1.3测试方法研究中采用氙灯作为光源，将样品与Keithley6514静电计表和Keithley2410源表串联，测试不同偏压下电池的响应电流就得到I-V特性曲线。测量量子效率时，采用ActonSpetraPro-2500I单色仪，用Si基探测器测量不同波长的光功率，计算得到电池量子效率据。本研究部分实验还采用美yen(ryen(r国Abet技术公司生产的Sun2000太阳模拟器AM1.5辐照。2.测试与分析2.1同质结电池性能分析cmeDerCurC0-1InGaNx1-xx=0.02x=0.12x=0123-10123Voltage(V)图2InxGa1-xNp-i-n同质结太阳能电池在氙灯光照下的I-V曲线生长三种不同In组分的InxGa1-xNp-i-n同质结太阳能电池外延片,通过XRDω-2θ扫描nm)，3.06eV(405nm)和2.95eV(420nm)。将三种样品制作成电池芯片,在相同氙灯光照条件下测试其I-V曲线。由图2可见，光照下三个样品的I-V曲线均整体下移并显示良好的整流特性。随In组分的增大，FF分别为69%，64%和65%，比其他报道的同质结电池的数值要大，Yang等人[12]制作的InGaNp-n同质结电池FF为57%，Chen等人[13]报道的于氙灯紫外光较强，使我们电池的Jsc相对其他文献[11]的要大。电池的Jsc随In组分的增大而大，Voc却急剧下降，从组分为0.02时的2.24V降到组分为0.15时的0.96V。我们知道材料参数，如少子寿命、扩散长度不变的情况下，电池的Voc与材料禁带宽度(Eg)接近正比，但从我们的结果来看，Voc随In组分增加而下降的程度远大于Eg下降的程度，例如In组分由0.02增加到0.12，Voc下降了0.9V，而Eg只减少0.24eV，因此Eg降低不是电池Voc急剧下降的主要原因。同时，Jani等人在文章中[9]提到InGaN相分离是导致Voc降低的原因，但从我们测试的XRD扫描曲线上，没有观察到明显的相分离。因此，可能是其他原因导致Voc随图3(a)InxGa1-xN同质结外延片表面AFM图和(b)In0.12Ga0.88N样品纵截面分析图为了分析内在原因，我们对样品作进一步测试。图3为三个InxGa1-xNp-i-n同质结外延片表面AFM(AtomicForceMicroscopy)图片，测试区域面积是10μm×10μm。x=0.02的样品表面存在一些一百多纳米高的突起，尺寸约几百上千纳米，估计是表面附着的杂质，并没有观察到V形缺陷(V-shapeddefects)，随着In组分的增加，样品表面的V形缺陷密度增大。图3(b)为In组分0.12样品的AFM纵截面(断面)分析图，从中可清楚地看到V形缺陷的纵截面形状，其深度可达120nm，远大于p-GaN的厚度(样品面影响。-50005001000(arcsec)-15-10-510-3cm(10cm(10-2(x=0.12x=0.15yyn10-4n10-4dck)10ck)(yraneInyraneInGaNt10-6cknIx=0.02I10-710-70Reversevoltage(V)图4InxGa1-xNp-i-n同质结太阳能电池无光照下的反向I-V曲线为进一步探究内在原因，我们测试了三种组分的同质结太阳能电池在无光照条件下的反合中心的存在及对器件性能的影响[19]。从图4可以看到三个器件的反向电流均随反向偏压两个数量级。该结果说明较大组分的材料含有更多的复合中心，它反映了晶体质量随In组分增大而下降。从三个样品的(0002)面InxGa1-xN摇摆曲线也可得到进一步说明，如图4左下角插图所示,随着In组分的增加，半高宽(FWHM)逐渐增大，分别为332arcsec，411arcsec和463arcsec，说明随In组分的增加晶体质量有下降的趋势。造成晶体质量下降的主要原因是晶格失配，GaNGaNInGaN大量的缺陷，而且薄膜V=Eg+nkTln(J)nkTln(J)OCqqSCD1n+TN其中E为材料禁带宽度，nD1n+TNg00CVNnnDDp)，N和NTCVp分别为导带和价带中的有效态密度，N和N分别为施主和受主浓度，D和D分别为电DAnp子和空穴的扩散系数，和分别为少数载流子电子和空穴的寿命，可见，(1)式的第三np项与材料质量紧密相关，第二项随着In组分的改变有小量变化，对于一个晶体质量完美的InGaN材料，其载流子寿命τ基本上不随In组分而改变，根据此式Voc将随Eg而呈线性变化。但实验所得Voc均比InGaN光学带隙所预算的开路电压要小得多。根据(1)式和此前的材料和器件性能表征结果，我们认为这种偏差是由于高In组分材料的高密度缺陷导致载流子τ降低所致，缺陷对太阳电池的性能产生负面影响。实际上，Voc与损耗机制动力学有很强的关联(包括体材料复合、界面复合、电极接触复合等)，如果损耗能被抑制得越多，Voc将越趋近于内建电势的理论值[20]。2.2异质结与同质结电池性能对比分析问题。为了尽量提高载流子利用率，我们仍继续采用p-i-n结构。考虑到InGaN材料质量的问题和p-InGaN掺杂的困难，采用p-GaN和n-GaN分别取代同质结构的p-InGaN和方便两种结构对比，采用70nm的p-GaN以使p型层厚度与同质结构相同，所设计的异质结InxGa1-xN外延片包括两种组分：x=0.135和0.16。为简化起见，以下用HEJ-H和HEJ-L分别代表异质结高In组分和低In组分材料(或电池)，用HOJ-H和HOJ-L分别代表同质结高In组分和低In组分材料(或电池)。888666µµµµµ4[[44[[2220006680284466802844888666µµµµµ4[[44[[22200068402068402024685InxGa1-xNp-i-nHOJ和HEJ太阳能电池AFM表面形貌照片:(a)HOJ-L， (b)HOJ-H，(c)HEJ-L和(d)HEJ-H图5为InxGa1-xNp-i-nHOJ和HEJ高低In组分外延片样品表面形貌AFM照片，扫描范围为10μm×10μm。显然，异质结样品(图5(c)和(d))比同质结样品(图5(a)和(b))的表面要平整许多，且V型坑的密度和深度都显著减小，表面均方根粗糙度(RMS)由同质结样品的几十纳米(17.14nm和25.24nm)下降到异质结样品的几纳米(0.94nm和1.853nm)，最大高低差(P-V)也由HOJ-L的203.4nm(HOJ-H：230.6nm)降低到HEJ-LnmHEJH230.6nm)。这些V型缺陷是由InGaN层就开始形成，并向上延伸pGaN面。Ⅲ族氮化物V型缺陷通常是由外延应力释放和原子表面迁移率降低所导致[21]，p-InGaN和n-InGaN增加了外延膜总厚度，应力蓄积释放，最终导致HOJ外延膜表面出现大量V型缺陷。HEJ-L外延层基本处于应变状态，因此其表面较为平坦，观测不图6InxGa1-xNp-i-nHOJ和HEJ太阳能电池I-V曲线表1HOJ和HEJ太阳能电池主要特性参数tructureLHHEJ-LHEJ-HJ0.160.4040.4820.6210.796VηCurrmHOJ-LHOJ-HHEJ-LHEJ-HnInxGaxNpinHOJHEJAM下的I-V曲线，相应的结果与其他类似结构电池的报道数值相近或稍大[11,22]。显然，与InGaNHOJ电池相比，OJn-InGaN和p-InGaN不仅没有增加电池的光生载流子，反而对电池产生不利影响，它增加了外延层的应变弛豫，构成更多非辐射复合中心，同时也造成p型掺杂十分困难，可能削弱HOJ电池的内建电场，导致HOJ电池各项参数均降低。((EHEJ-HEJ-LHOJHHEJ-HHOJ-L50425xNpinHOJHEJEQEHUrbachtail味着有更多的光子能够被吸收，此即高In组分电池有更大Jsc的原因。HOJ和HEJ高(低)In组分电池的峰值EQE分别为：30.2%和37.2%(33%和38.8%)。与HEJ-H电池相比，HOJ-H电池的EQE降低较大，这估计是由HOJ-H晶格质量下降导致载流子收集效率降低所致。值得注意的是HEJ电池长波段EQE有下降的趋势(如图7长波段虚线圈所示)，这降的趋势(如图7短波段虚线圈所示)，它反映了外延材料上层收集光生载流子效率较低，我们推测是由该区域的高密度缺陷和p型InGaN掺杂浓度偏低所引起。通过以上的研究，考虑到当前InGaN材料质量和p型掺杂存在很大的困难，我们认为可能获得小于临界层厚度的高质量InGaN吸收层；窗口层有利于大部分光子透射进入吸收材料还可调制光谱响应的范2.3多量子阱结构电池性能分析InGaN阳电池结构，以InGaN作为吸收层的太m充分利用太阳光谱，为此必须提高In的组分。然而，提高In组分会增大与GaN之间的晶在此，我们将尝试在电池中引入多量子阱(MQW)结构以增加薄膜中In的含量，通过对势阱和势垒能带结构的调控来扩展电池的吸收光谱。GaN基半导体材料具有高的吸收系数，能够在较短的耗尽区内吸收大部分的光子，我们采用10个周期InGaN/GaN(2/18nm)MQW，外延结构如图1(c)II31323334353637图8MQW结构外延片HRXRD三轴晶(0002)面ω-2θ扫描曲线图8为样品HRXRD三轴晶(0002)面三轴晶ω-2θ扫描。其中最强的衍射峰来自GaN曲线可见样品的量子阱界面清晰，具有完整的周期重复性。通过计算GaN主峰和0级卫星峰的间距角，得到InGaN的平均In组分约为0.25。(AB+Alrrn((AB+Alrrn(ny))I~~537nm350400450500550600650700Wavelength(nm)nsnsaa04020Transmission400Transmission400500600700300Wavelength(nm)图9多量子阱结构外延片(a)室温PL谱和(b)透射谱图图9(a)为MQW结构外延片室温下的PL谱曲线，激发光源为325nmHe-Cd激光器，输出功率为15mW。由图可见，样品有一强发光峰位于537nm，对应于有源区量子阱中的辐射复合发光，其半高宽为32nm，比一般的蓝光样品半高宽要大，说明高In组分(b)为样品的透射谱，透射率在500nm左右明显下降约20% (80%降到60%)，在365nm急剧下降至零，在365nm到500nm范围形成台阶式的透射谱形，意味着总厚度20nm的量子阱只能吸收部分的入射光。谱线明显的干涉峰表明样品表面和GaN/蓝宝石界面较为平整。mrCurCdarkpowerdensity(b)Powerdesity0.(W/cmmr2r2C图10(a)MQW结构太阳能电池暗态和亮态(AM1.5光照)的I-V曲线和P-V曲线，(b)太阳能电池A和太阳能电池B(加Al反射镜)的I-V曲线表2InGaN/GaNMQW结构太阳能电池的主要特性参数ampleVcJPxPeakEQEηA1.80.35548.540.3106.40.310 B1.740.38350.320.335—0.335图10(a)为In0.25Ga0.75N/GaNMQW结构太阳能电池在暗态和AM1.5光照下的电流电压(I-V)及功率电压(P-V)特性曲线，主要参数值如表2所示。由图可见，光照下曲线向上平移，表明电池具有良好的光电特性。电池的Voc达到1.8V，比之前的同异质结这是由于10个周期的阱厚度仅20nm，对入射光的吸收不充分。前两个参数加上偏低的FF(48.5%)导致Pmax并不高，仅0.31mW/cm2，但该数值却与之前含有400nm吸收区的同质结电池相当，可见这里高的Voc弥补了另外两项参数的损失，最终转换效率η为0.31%。考虑到InGaN吸收区过薄，透光严重，在其蓝宝石衬底底部镀一层Al膜作为反射镜，对入射光进行二次吸收。为方便说明，我们将常规的MQW结构太阳能电池简称电池A但Voc略微降低，最终的η为0.335%。765(E210图11为电池A的外量子效率(EQE)图谱。峰值EQE为6.4%，位于365nm，约处于GaN吸收带边，小于该波长的EQE迅速降低，意味着较厚的p-GaN窗口层已把高能光但是EQE从365nm开始逐步下降，直至530nm左右构成一个斜向下的响应谱形，由此看来，长波段的入射光子被InGaN吸收后并不能得到有效的搜集利用。一方面可能是过薄的吸收区造成响应值偏低，另一方面估计是过厚的GaN垒层或材料结构体系的极化效应束缚了阱层光生载流子的输运，减小载流子扩散长度，增大复合所导致。由此可见，要提高MQW结构电池的特性还需合理设计器件结构，包括阱垒层厚度、周期数、掺杂浓度等。3.结论GaN基材料作为良好的光电材料已被广泛应用于制作高亮度蓝绿光LED。虽然InGaN中的高In组分InGaN团簇起到限制电子空穴并促进其发生辐射复合的作用[24]。与LED不移到的光生电流、量子效率以及开路电压，因此制备高质量InGaN材料是制作高效率太阳能电池的必要条件。通过对比研究具有相同耗尽区宽度的InGaNp-i-nHOJ和HEJ太阳能电池，发现电池的性能强烈依赖于InGaN外延材料，而InGaN材料质量又与外延结构的设计密切相关。基于当前InGaN材这在近年的实验研究中也得到体现[25,26]通过对MQW结构电池的研究，我们发现量子阱对光生载流子具有限制作用，长波段的量子效率普遍偏低，合理设计器件结构是将来研究的关键。这些结果为InGaN太阳能电池的发展提供了可靠的研究基础，具有重要的应用参考价参考文献[1]YoshidaA,AguiT,KatsuyaN,etal.,"DevelopmentofInGaP/GaAs/InGaAsinvertedtriplejunctionsolarcellsforconcentratorapplication,"in21stInternationalPhotovoltaicScienceandEngineeringConference(PVSEC-212011.[2]KingR,BocaA,HongW,etal.,"Band-gap-engineeredarchitecturesforhigh-efficiencymultijunctionconcentratorsolarcells,"in24thEuropeantovoltaicSolarEnergyConferenceandExhibitionHamburgGerma[3]2013.Available:[4]HonsbergC,JaniO,DoolittleA,etal.,"InGaN-ANewSolarCellMaterial,"2004,pp.15-20.[5]WuJ,WalukiewiczW,YuK,etal.,SuperiorradiationresistanceofInGaNalloys:Full-solar-spectrumphotovoltaicmaterialsystem[J].JournalofAppliedPhysics,2003,94:6477.[6]MartiAAraújoG,Limitingefficienciesforphotovoltaicenergyconversioninmultigapsystems[J].SolarEnergyMaterialsandSolarCells,1996,43:203-222.[7]JaniO,HonsbergC,AsgharA,etal.,"CharacterizationandanalysisofInGaNphotovoltaicdevices,"inPhotovoltaicSpecialistsConference,2005.ConferenceRecordoftheThirty-firstIEE,E2005,pp.37-42.[8]JaniO,HonsbergC,HuangY,etal.,"Design,Growth,FabricationandCharacterizationofHigh-BandGapInGaN/GaNSolarCells,"2006,pp.20-25.[9]JaniO,FergusonI,HonsbergC,etal.,DesignandcharacterizationofGaN/InGaNsolarcells[J].AppliedPhysicsLetters,2007,91:132117.[10]NeufeldC,ToledoN,CruzS,etal.,HighquantumefficiencyInGaN/GaNsolarcellswith2.95eVbandgap[J].AppliedPhysicsLetters,2008,93:143502.[11]ZhengX,HorngR,WuuD,etal.,High-qualityInGaN/GaNheterojunctionsandtheirphotovoltaiceffects[J].AppliedPhysicsLetters,2008,93:261108.[12]YangC,WangX,XiaoH,etal.,PhotovoltaiceffectsinInGaNstructureswithp-njunctions[J].physicastatussolidi(a),2007,204:4288-4291.[13]ChenX,MatthewsK,HaoD,etal.,Growth,fabrication,andcharacterizationofInGaNsolarcells[J].physicastatussolidi(a),2008,205:1103-1105.[14]ChenD,HuangY,LiuB,etal.,High-qualitySchottkycontactston-InGaNalloyspreparedforphotovoltaicdevices[J].JournalofAppliedPhysics,2009,105:063714.[15]Jun-JunX,Dun-JunC,BinL,etal.,Au/Pt/InGaN/GaNHeterostructureSchottkyPrototypeSolarCell[J].ChinesePhysicsLetters,2009,26:098102.[16]HorngRH,LinST,TsaiYL,etal.,ImprovedconversionefficiencyofGaN/InGaNthin-filmsolarcells[J].ElectronDeviceLetters,IEEE,2009,30:724-726.[17]ChengLeeH,KuinSuY,ChuangW,etal.,Discussiononelectricalcharacteristicsofi-In0.13Ga0.87Npinphotovoltaicsbyusingasingle/multi-antireflectionlayer[J].SolarEnergy